MX2014003716A

MX2014003716A - Plancha de acero galvanizado por inmersion en caliente y proceso para producirla.

Info

Publication number: MX2014003716A
Application number: MX2014003716A
Authority: MX
Inventors: Nobuhiro Fujita; Manabu Takahashi; Takayuki Nozaki; Chisato Wakabayashi; Masafumi Azuma
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-06-23
Also published as: CN103827341B; KR101951081B1; US20140234657A1; CN103827341A; KR20160075849A; ES2732799T3; RU2566131C1; KR20160075850A; CA2850044A1; EP2762600A4; KR101935112B1; TW201319268A; EP2762600A1; JP5569647B2; ZA201402259B; TWI500780B; EP2762600B1; WO2013047820A1; KR20140068122A; CA2850044C

Abstract

Esta plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente comprende una plancha de acero y una capa de depósito formada en la superficie de la plancha de acero, en donde la plancha de acero tiene una microestructura que contiene 20-99 % en volumen de martensita y/o bainita, con una estructura restante que comprende ferrita y menos de 8 % en volumen de la austenita retenida y/o hasta 10 % en volumen de perlita, la plancha de acero tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, y la capa de depósito es una capa de depósito formada por galvanización por inmersión en caliente la cual contiene un óxido que contiene uno o más de Si, Mn y A1 y además contiene hasta 15 % en masa de Fe, con el resto que comprende Zn, A1 e impurezas incidentales. Cuando se examina una sección transversal de dirección del espesor de la plancha que incluye la plancha de acero y la capa de depósito formada por la galvanización por inmersión en caliente, la proporción del área proyectada es de 10-90 %.

Description

PLANCHA DE ACERO GALVANIZADO POR INMERSIÓN EN CALIENTE Y PROCESO PARA PRODUCIRLA Campo Técnico de la Invención La presente invención se refiere a una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente que tiene resistencia a la tracción (TS) de igual a o más de 980 MPa y tiene excelente adhesión por deposición y resistencia a la fractura retardada. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la presente invención es adecuada para un miembro estructural, un miembro de refuerzo y un miembro de suspensión para un vehículo. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la presente invención indica una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente y una plancha de acero galvanorrecocido . Se reclama la prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-218046, presentada el 30 de septiembre de 2011 y la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-217108, presentada el 30 de septiembre de 2011, de las cuales el contenido se incorpora en la presente* para referencia .

Técnica Relacionada El ahorro de peso de los miembros de un vehículo tal como un miembro transversal o un miembro lateral se revisan para hacer frente a las tendencias recientes con respecto a la reducción de consumo de combustible, y el alto refuerzo de las planchas de acero se encuentra en progreso a partir de un punto de vista de asegurar la resistencia y la seguridad contra colisión incluso si un material puede ser delgado, es decir, aunque puedan utilizarse planchas de acero. Entre ellas, para miembros estructurales tales como un refuerzo de parachoques o un montante central, se utiliza una plancha de acero que tiene una resistencia a la tracción de clase 980 MPa (que tiene resistencia a la tracción igual que o mayor que 980 MPa) , y se desea en el futuro el desarrollo de una plancha de acero que tenga una resistencia mayor. Sin embargo, cuando se considera la aplicación de la plancha de acero que tiene una resistencia a la tracción de clase 980 MPa o más en un miembro para un vehículo, se requiere resistencia a la fractura retardada además de las propiedades tales como resistencia y maquinabilidad. La fractura retardada es provocada por la tensión aplicada a la plancha o fragilidad por absorción de hidrógeno, y es un fenómeno en el cual la fractura de una estructura ocurre debido a la difusión y acumulación de hidrógeno en una porción de concentración de tensión del acero utilizado como la estructura. Como un fenómeno provocado por la fractura retardada, es decir, por ejemplo, un fenómeno en el cual un miembro tal como un alambre de acero de hormigón pretensado (alambre de acero PC) o un perno utilizado en un estado en donde se opera alta tensión, se fractura repentinamente.

En la técnica relacionada, un problema de una plancha de acero con respecto a la fragilidad por absorción de hidrógeno fue leve debido a que (1) aunque entre el hidrógeno, el hidrógeno se libera en un tiempo reducido debido a que el espesor de la plancha es pequeño, y (2) una plancha de acero que tiene resistencia a la tracción igual a o mayor que 900 Pa no se utiliza sustancialmente para priorizar la maquinabilidad. Sin embargo, se requiere una aplicación rápida de una plancha de acero de alta resistencia, se requiere desarrollar una plancha de acero que tenga una excelente resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno.

Se sabe que la fractura retardada tiene una relación cercana con el hidrógeno el cual entra al acero desde un entorno. A medida que el hidrógeno entra al acero desde un entorno, existen diversas clases de hidrógeno, tal como hidrógeno contenido en una atmósfera o hidrógeno generado bajo un ambiente corrosivo. En todos los casos, cuando el hidrógeno entra a un acero, éste puede provocar la fractura retardada. Por consiguiente, respecto a un entorno de uso del acero, es preferible utilizar la plancha de acero en un entorno sin hidrógeno. Sin embargo, cuando se considera la aplicación del acero a una estructura o a un vehículo, puesto que el acero se utiliza en exteriores, la entrada del hidrógeno no se puede evitar.

Cuando la tensión actúa sobre el acero utilizado como la estructura, existe tensión aplicada a la estructura, o tensión residual la cual es parte de la tensión generada cuando la estructura se forma quedando dentro del acero. En particular, en una estructura tal como la plancha de acero para un vehículo la cual se utiliza como un miembro después de formarse, la tensión residual tiene un problema significativo, comparado con la plancha o la barra de acero que se utiliza ya que se encuentra sustancialmente sin deformación con respecto al producto tal como un perno o una placa. Por consiguiente, cuando se forma la plancha de acero que tiene el problema de fractura retardada, es deseable utilizar un método para formar una plancha de acero de tal manera que no quede tensión residual en la misma.

Por ejemplo, el Documento de Patente 1 describe un método de conformación por presión en caliente de una plancha de metal, que incluye calentar una vez una plancha de acero a una alta temperatura para realizar el procesamiento, y después realizar enfriamiento de la plancha de acero utilizando una matriz para realizar alto reforzamiento. En este método, se procesa un acero a una alta temperatura. Por consiguiente, la dislocación introducida al momento del procesamiento el cual provoca que se recupere la tensión residual, o la transformación ocurra después del procesamiento para reducir la tensión residual. Como resultado, sustancialmente no queda tensión residual. Por consiguiente, como se describe en lo anterior, se realiza un procesamiento en caliente, la plancha de acero entonces se refuerza con un enfriamiento y por lo tanto se mejora la resistencia a la fractura retardada.

Sin embargo, en la tecnología del Documento de Patente 1, es necesario calentar la plancha de acero para procesarse por un tratamiento térmico, y se degrada la productividad. Además, puesto que es necesario instalar un horno de calentamiento, no es económico.

Además, en un proceso mecánico tal como corte o punzonado, puesto que la tensión residual se encuentra en una superficie de corte, esta puede provocar una fractura retardada. Por consiguiente, cuando se procesa la plancha de acero de alta resistencia que tiene resistencia a la tracción igual a o mayor que la clase 980 MPa, la generación de tensión residual se evita al utilizar un método para utilizar un láser para cortar en el cual no se realiza un proceso mecánico directo. Sin embargo, el corte por láser es costoso, comparado con el corte por cizallamiento o perforación.

Con respecto a los problemas, en los campos de barras de acero o acero en varillas, y una placa de acero, se ha desarrollado un acero capaz de evitar la fractura retardada al mejorar la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno. Por ejemplo, el Documento Que No Es Patente 1 describe un perno de alta resistencia obtenido al realizar el enfriamiento de un acero con una sola fase de austenita a una alta temperatura para fijar el acero para tener una estructura de una sola fase de martensita, y después realizar un tratamiento de templado, para precipitar coherentemente un precipitado fino de un elemento aditivo tal como Cr, Mo, o V que muestra resistencia al ablandamiento por templado en la martensita, y para mejorar la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno del acero. En este perno de alta resistencia, el hidrógeno el cual entra al acero se suprime difuminándose y concentrándose en una parte la cual es un origen de fractura retardada en el cual se concentra la tensión, utilizando un fenómeno en el cual el nitrógeno que entra al acero se captura alrededor de VC o similar, el cual se precipita coherentemente en la martensita. Se ha desarrollado una plancha de acero que tiene alta resistencia y excelente resistencia a la fractura retardada en la técnica relacionada utilizando tal mecanismo.

La mejora de la resistencia a la fractura retardada utilizando un sitio de captura de hidrógeno tal como VC o similar se realiza por precipitación coherente de estos precipitados en la estructura de martensita. Por consiguiente, es esencial precipitar coherentemente tales precipitados en la estructura. Sin embargo, la precipitación de tales precipitados resulta en un problema en la capacidad de fabricación puesto que es necesario realizar un tratamiento térmico por precipitación durante varias horas o más. Es decir, en la plancha de acero fabricada utilizando el equipo de fabricación general de la plancha de acero tal como el equipo de recocido continuo o el equipo de galvanización continua, ya que el control de microestructura se realiza durante un tiempo corto, tal como aproximadamente varias decenas de minutos, es difícil obtener un efecto para mejorar la resistencia a la fractura retardada con los precipitados.

Además, en el caso de utilizar los precipitados en el proceso de laminación en caliente, aunque los precipitados se precipitan en el proceso de laminación en caliente, la plancha de acero se procesa al momento de la laminación en frío después de eso y la recristalización se desarrolla al momento de recocido continuo, y por consiguiente, una relación de orientación entre los precipitados y la ferrita y la martensita las cuales son una fase original, se pierde. Es decir, los precipitados no resultan ser precipitados coherentes. Como resultado, la resistencia a la fractura retardada de la plancha de acero obtenida se reduce significativamente .

En general, la estructura de plancha de acero de la plancha de acero de alta resistencia en la cual puede ocurrir la fractura retardada, es una estructura que tiene martensita como un constituyente principal. Puesto que se forma una temperatura en la cual la estructura de martensita se encuentra a una baja temperatura, los precipitados que son los sitios de captura de hidrógeno tal como VC y similares no pueden precipitarse a un margen de temperatura en el cual la se forma la estructura de martensita. Es decir, en un caso en donde la mejora de la resistencia a la fractura retardada por la captura de hidrógeno de los precipitados coherentes tales como VC o similares se pretende en la plancha de acero, después de formar una estructura del acero una vez con el equipo de recocido continuo o el equipo de recocido continuo, es necesario realizar adicionalmente el tratamiento térmico y precipitar los precipitados, y por lo tanto se incrementan significativamente los costos de fabricación. Además, si el tratamiento térmico se realiza adicionalmente en la estructura incluyendo martensita como constituyente principal, la estructura se ablanda y se disminuye la resistencia. Por consiguiente, es difícil utilizar los precipitados coherentes tales como VC para mejorar la resistencia a la fractura retardada con respecto a la plancha de acero de alta resistencia. Además, el acero descrito en el Documento Que No Es Patente 1 tiene un contenido de C igual a o mayor que 0.4 % y contiene un gran cantidad de elementos de aleación, y por consiguiente no es suficiente la maquinabilidad y soldabilidad de la misma para una plancha de acero.

El Documento de Patente 2 describe una placa de acero en la cual se reducen los defectos de hidrógeno por los óxidos que tienen Ti y Mg como constituyentes principales. Sin embargo, en la placa de acero descrita, los defectos por hidrógeno generados por el hidrógeno capturado en el acero al momento de la fabricación simplemente se reducen, y no se considera en absoluto la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) . Además, la compatibilidad con la alta conformabilidad y la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) requerida por la plancha de acero no se considera en absoluto.

Respecto a la fragilidad por absorción de hidrógeno de la plancha de acero, por ejemplo, la promoción de la fragilidad por absorción de hidrógeno provocada por la transformación inducida por tensión de una cantidad de austenita residual se informa en el Documento Que No Es Patente 2. En este documento, se considera formar la plancha de acero, pero este documento describe una regulación de la cantidad de austenita residual para no degradar la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno. Es decir, esto se refiere a una plancha de acero de alta resistencia que tiene una estructura especifica y no puede decirse que esta es una medida fundamental para la mejora de la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno.

Documento de la Técnica Anterior Documento de Patente Documento de Patente 1 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. 2002-18531 Documento de Patente 2 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. Hll-293383 Documento Que No Es Patente Documento Que No Es Patente 1 Nuevos desarrollos en la clarificación de fractura retardada, El Instituto de Hierro y Acero de Japón, publicada en enero de 1997 Documento Que No Es Patente 2 CAMP-ISIJ, vol. 5, No. 6, páginas 1839-1842, Yamazaki et al., octubre de 1992, publicado por El Instituto de Hierro y Acero de Japón Documento Que No Es Patente 3 Materia, Boletín del Instituto de Japón de Metales, Volumen 44, No. 3 (2005) p. 254-256 Descripción de la Invención Problemas a Resolverse por la Invención Se ha hecho la presente invención aunque tomando en consideración los problemas antes mencionados. Es decir, un objeto de la invención es proporcionar una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente que tiene una resistencia a la tracción (TS) igual a o mayor que 980 MPa y tiene una excelente adhesión por deposición y resistencia a la fractura retardada, y un método de fabricación de la misma. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente también tiene una conformabilidad (alargamiento, capacidad de flexión, capacidad de expansión de agujeros) particularmente adecuada para un miembro estructural, un miembro de refuerzo, y un miembro de suspensión para un vehículo.

En caso de aplicar la plancha de acero a los miembros descritos en lo anterior, TS x EL de manera deseable es igual a o mayor que 10000 % de MPa y TS x ? de manera deseable es igual a o mayor que 20000 % de MPa.

Además, en caso de aplicar la plancha de acero a un miembro en el cual el alargamiento se requiere particularmente, TS x EL de manera deseable es igual a o mayor que 14000 % de MPa, de manera deseable es igual a o mayor que 15000 % de MPa, e incluso de manera más deseable es igual a o mayor que 16000 % de MPa.

Además, en el caso de la plancha de acero aplicada a un miembro tal como un refuerzo de parachoques en el cual se requiere particularmente la capacidad de flexión, TS x ? correlacionada con la capacidad de flexión de manera deseable es igual a o mayor que 30000 % de MPa. TS x ? de manera más deseable es igual a o mayor que 40000 % de MPa, e incluso de manera más deseable es igual a o mayor que 50000 % de MPa.

Medios para Resolver el Problema Como resultado de la investigación, la presente invención ha encontrado que la resistencia a la fractura retardada puede mejorarse al realizar la deposición como se describirá posteriormente en una superficie de una plancha de acero, y un método para mejorar la resistencia a la fractura retardada sin afectar el material de un acero. Específicamente, la invención ha encontrado que al dispersar óxidos que contienen uno o más de los seleccionados de Si, Mn, y Al en una capa depositada, el hidrógeno que entra a la plancha de acero desde un entorno se captura por los óxidos en la capa depositada, y la difusión del hidrógeno en una porción de concentración de tensión y la fractura retardada debido a la misma pueden retardarse. (1) Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con un aspecto de la presente invención incluye: una plancha de acero; y una capa depositada en una superficie de la plancha de acero. Además, la plancha de acero contiene, en % en masa, C: igual a o mayor que 0.05 % y menos de 0.40 %, Si: 0.5 % a 3.0 %, Mn: 1.5 % a 3.0 %, O: limitado a 0.006 % o menos, P: limitado a 0.04 % o menos, S: limitado a 0.01 % o menos, Al: limitado a 2.0 % o menos, N: limitado a 0.01 % o menos, y el resto incluye Fe e impurezas inevitables, una microestructura de la plancha de acero contiene, por fracción en volumen, igual a o mayor que 20 % e igual a o menor que 99 % en total de una o dos de una martensita y una bainita, una estructura residual que incluye una ferrita y uno o dos de una austenita residual de menos de 8 % por fracción en volumen, y una perlita de igual a o menor que fracción en volumen, y una resistencia a la tracción de la plancha de acero es igual a o mayor que 980 MPa . La capa depositada es una capa galvanizada por inmersión en caliente que contiene óxidos que contienen uno o dos o más de Si, Mn y Al, contiene igual a o menor que 15 % en masa de Fe, y el resto incluye Zn, Al e impurezas inevitables, y cuando una sección transversal que incluye la plancha de acero y la capa galvanizada por inmersión en caliente se ve en una dirección de espesor de plancha, una relación de área proyectada la cual es una relación de área obtenida al dividir una longitud de los óxidos proyectados en una interconexión entre la capa galvanizada por inmersión en caliente y la plancha de acero por una longitud de la interconexión entre la capa galvanizada por inmersión en caliente y la plancha de acero, es igual a o mayor que 10 % o igual a o menor que 90 %. (2) Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con otro aspecto de la presente invención incluye: una plancha de acero; y una capa depositada en una superficie de la plancha de acero, la plancha de acero contiene, en % en masa, C: igual a o mayor que 0.05 % y menos de 0.40 %, Si: 0.5 % a 3.0 %, Mn: 1.5 % a 3.0 %, O: limitado a 0.006 % o menos, P: limitado a 0.04 % o menos, S: limitado a 0.01 % o menos, Al: limitado a 2.0 % o menos, N: limitado a 0.01 % o menos, y el resto incluye Fe e impurezas inevitables, una microestructura de la plancha de acero contiene, por fracción en volumen, igual a o mayor que 20 % e igual a o menor que 99 % en total de una o dos de una martensita y una bainita, una estructura residual que incluye una ferrita y uno o dos de una austenita residual de menos de 8 % por fracción en volumen, y una perlita igual a o menor que 10% por fracción en volumen, y una resistencia a la tracción de la plancha de acero es igual a o mayor que 980 MPa . La capa depositada es una capa galvanorrecocida que contiene óxidos que incluyen uno o dos o más de Si, Mn y Al, contiene igual a o mayor que 7 % en masa, e igual a o menor que 15 % en masa de Fe y el resto incluye Zn, Al e impurezas inevitables, y cuando una sección transversal que incluye la plancha de acero y la capa galvanorrecocida se ve en la dirección de espesor de plancha, una relación de área proyectada la cual es una relación de área obtenida al dividir una longitud de los óxidos proyectados en una interconexión entre la capa galvanorrecocida y la plancha de acero por una longitud de la interconexión entre la capa galvanorrecocida y la plancha de acero, es igual a o mayor que 10 % e igual a o menor que 90 %. (3) En la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con (1) o (2), la microestructura puede contener, por fracción en volumen, 40 % a 80 % de ferrita. (4) En la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con (1) o (2), la microestructura puede contener, por fracción en volumen, más de 60 % de una o dos de martensita y bainita. (5) En la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con cualquiera de (1) a (4), la plancha de acero además puede contener, en % en masa, uno o dos o más de Cr: 0.05 % a 1.0 %, Mo: 0.01 % a 1.0 %, Ni: 0.05 % a 1.0 %, Cu: 0.05 % a 1.0 %, Nb: 0.005 % a 0.3 %, Ti: 0.005 % a 0.3 %, V: 0.005 % a 0.5 %, B: 0.0001 % a 0.01 %, Ca: 0.0005 % a 0.04 %, Mg: 0.0005 % a 0.04 %, y REM: 0.0005 % a 0.04 % . (6) Un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con un aspecto de la presente invención incluye: fundir un acero fundido que incluye componentes químicos de acuerdo con (1) para obtener un acero; calentar el acero a un primer margen de temperatura de 1100°C a menos de 1300°C, directamente o después de enfriar una vez; completar una laminación en caliente a una temperatura igual a o mayor que un punto de transformación de Ar3; enrollar el acero a un segundo margen de temperatura de 300°C a 700°C; decapar el acero; realizar la laminación en frió del acero con una reducción de laminación cumulativa de 40 % a 80 % utilizando un laminador en frió que incluye un rodillo de trabajo que tiene un diámetro de rodillo de 200 mm a 1400 mm; retener el acero en un tercer margen de temperatura de 550°C a 750°C durante 20 segundos a 2000 segundos durante el calentamiento del acero a una temperatura de recocido, cuando el acero pasa a través de una linea de galvanizado continuo; mantener el acero en un cuarto margen de temperatura de 750 °C a 900°C durante 10 segundo a 1000 segundos, en una atmósfera de N2 en la cual una concentración de H2 es igual a o menor que 20 % y un punto de condensación es igual a o mayor que 20 °C, mientras se realiza un recocido; realizar un primer enfriamiento para enfriar el acero a un quinto margen de temperatura de 500 °C a 750°C en un índice de enfriamiento promedio de l°C/segundo a 200 "C/segundo; realizar el segundo enfriamiento para enfriar el acero a un sexto margen de temperatura entre una temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C y una temperatura la cual es mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C, en un índice de enfriamiento promedio el cual es l°C/segundo a 200 °C/segundo y es más rápido que el índice de enfriamiento promedio del primer enf iamiento; galvanizar el acero al sumergir el acero en un baño de galvanización por inmersión en caliente que fluye a una velocidad de flujo de 10 m/min a 50 m/min después de establecer una temperatura de plancha de inmersión del baño por deposición la cual es una temperatura cuando se sumerge el acero en el baño de galvanización por inmersión en caliente, como el sexto margen de temperatura; y enfriar el acero a una temperatura igual a o menor que 40°C. (7) Un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con otro aspecto de la presente invención incluye: fundir un acero fundido que incluye componentes químicos de acuerdo con (2) para fabricar acero; calentar el acero a un séptimo margen de temperatura de 1100°C a menos de 1300°C, directamente o después de enfriar una vez; completar una laminación en caliente de la plancha a una temperatura igual a o mayor que un punto de transformación de Ar3; enrollar el acero en un octavo margen de temperatura de 300°C a 700°C; decapar el acero; realizar laminación en frío del acero con una reducción de laminación cumulativa de 40 % a 80 % utilizando un laminador en frío que incluye un rodillo de trabajo que tiene un diámetro de rodillo de 200 mm a 1400 mm; retener el acero en un noveno margen de temperatura de 550 °C a 750°C durante 20 segundos a 2000 segundos durante el calentamiento del acero a una temperatura de recocido, cuando el acero pasa a través de una línea de galvanizado continuo; mantener el acero en un décimo margen de temperatura de 750°C a 900°C durante 10 segundos a 1000 segundos, en una atmósfera de N2 en la cual una concentración de H2 es igual a o menor que 20 % y un punto de condensación es igual a o mayor que 20°C, mientras que se realiza un recocido; realizar un tercer enfriamiento para enfriar el acero a un undécimo margen de temperatura de 500°C a 750°C en un margen de índice de enfriamiento igual a o mayor que l°C/segundo a 200 °C/segundo; realizar un cuarto enfriamiento para enfriar el acero a un duodécimo margen de temperatura de 500°C a 25°C, a un índice de enfriamiento promedio el cual es de l°C/segundo a 200 °C/segundo y es más rápido que el índice de enfriamiento promedio del tercer enf iamiento; calentar el acero de nuevo a un décimo tercer margen de temperatura de 350°C a 500°C, en un caso en donde la temperatura de detención de enfriamiento del cuarto enfriamiento es menor que 350°C; retener el acero en el décimo tercer margen de temperatura; galvanizar el acero al sumergir el acero en un baño de galvanización por inmersión en caliente que fluye a una velocidad de flujo de 10 m/min a 50 m/min después de establecer una temperatura de plancha de inmersión del baño por deposición la cual es una temperatura cuando se sumerge el acero en el baño de galvanización por inmersión en caliente, como décimo cuarto margen de temperatura entre una temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40 °C y una temperatura que es mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C; realizar un tratamiento de aleación al acero en un décimo quinto margen de temperatura igual a o menor de 600°C y enfriar el acero a una temperatura igual a o menor de 40°C. (8) En el método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con (6) o (7), el recocido puede realizarse a una temperatura menor de 840°C. (9) En el método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con (6) o (7), el recocido puede realizarse a una temperatura igual a o mayor que 840°C. (10) En el método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con cualquiera de (6) a (10), el acero fundido además puede contener, en % en masa, uno o dos o más de Cr: 0.05 % a 1.0 %, o: 0.01 % a 1.0 %, Ni: 0.05 % a 1.0 %, Cu: 0.05 % a 1.0 %, Nb: 0.005 % a 0.3 %, Ti: 0.005 % a 0.3 %, V: 0.005 % a 0.5 %, B: 0.0001 % a 0.01 %, Ca : 0.0005 % a 0.04 %, Mg: 0.0005 % a 0.04 %, y REM: 0.0005 % A 0.04 %.

Efectos de la Invención De acuerdo con la presente invención, una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente que es adecuada para un miembro estructural, un miembro de refuerzo, y un miembro de suspensión para un vehículo, tiene una resistencia a la tracción igual a o mayor que 980 MPa, y tiene excelente adhesión por deposición y resistencia a la fractura retardada, pueden proporcionarse a bajo costo.

Breve Descripción de los Dibujos La FIGURA 1 es una fotografía obtenida al observar una sección transversal de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención la cual se procesó utilizando un dispositivo de procesamiento FIB con un FE-TE en una amplificación de 50,000 veces.

La FIGURA 2 es un diagrama que muestra esquemáticamente un método de cálculo de una relación de área proyectada de óxidos en una capa depositada de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de la modalidad.

La FIGURA 3A es un diagrama de flujo que muestra un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención.

La FIGURA 3B es un diagrama de flujo (seguido de la FIGURA 3A) que muestra un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención.

Modalidades de la Invención La presente invención ha estudiado resolver los problemas antes mencionados. Como resultado, la invención ha encontrado que después de realizar la laminación en frió del acero con reducción de laminación cumulativa igual a o mayor que 40 % utilizando un laminador en frío que incluye un rodillo de trabajo que tiene un diámetro de rodillo igual a o menor que 1400 mm, al retener el acero a un margen de temperatura de 550°C a 750°C durante 20 segundos o más durante el calentamiento del acero al momento del recocido, los óxidos que contienen uno o más de Si, Mn y Al independientemente o en combinación entre si, pueden formarse en una capa superficial de la plancha de acero. Además, la presente invención ha encontrado que, después de formar los óxidos en la capa superficial de la plancha de acero, al sumergir la plancha de acero en un baño de galvanización por inmersión en caliente que fluye a una velocidad de flujo de 10 m/min a 50 m/min, y al realizar un tratamiento de galvanización por inmersión en caliente, o tratamiento de galvanización por inmersión en caliente y tratamiento de aleación, los óxidos pueden dispersarse en una capa depositada de modo que la relación de área proyectada de los óxidos es igual a o mayor que 10 % y también se obtiene una excelente adhesión por deposición. Además, la presente invención ha encontrado que al dispersar apropiadamente los óxidos en la capa depositada, los óxidos pueden utilizarse como un sitio de captura y se mejora la resistencia a la fractura retardada.

De aquí en adelante, la modalidad se describirá en detalle.

Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad incluye una plancha de acero, y una capa depositada en una superficie de la plancha de acero. La plancha de acero depositado además puede incluir diversas capas de recubrimiento tales como una capa orgánica o una capa inorgánica en una superficie de la capa depositada. Donde no se forma tal capa de revestimiento en la plancha de acero depositado, la plancha de acero depositado incluye la plancha de acero y la capa depositada en la superficie de la plancha de acero.

En primer lugar, se describirá la capa depositada dispuesta en la plancha de acero. Esta capa depositada incluye una capa galvanizada por inmersión en caliente y una capa galvanorrecocida .

La capa depositada se proporciona en la superficie de la plancha de acero y contiene óxidos que contienen uno o dos o más de Si, Mn y Al independientemente o en combinación entre si. En la modalidad, es más importante dispersar los óxidos que contiene uno o dos o más de Si, Mn y Al en la capa depositada, en la capa depositada. Particularmente, el efecto del mismo se obtiene significativamente al dispersar los óxidos en la capa depositada de modo que una relación de área proyectada cuando se observa la plancha de acero en una dirección superficial de la plancha de acero, es decir, una relación de área obtenida al dividir la longitud de los óxidos proyectados en una interconexión entre la capa depositada y la plancha de acero por la longitud de una interconexión entre la capa depositada y la plancha de acero cuando una sección transversal que incluye la plancha de acero y la capa depositada se ve en una dirección de espesor de la plancha, es igual a o mayor que 10 %. Esta relación de área proyectada también puede denominarse como cobertura aparente de los óxidos que forman una sombra en la superficie de la plancha de acero, cuando la plancha de acero se ve desde arriba de la superficie de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente. Aunque el mecanismo especifico no es claro, puesto que los óxidos tienen diversos defectos, los óxidos en la capa depositada capturan el hidrógeno (por ejemplo, hidrógeno generado por una reacción de corrosión o hidrógeno en la atmósfera) el cual entra desde la superficie de la plancha de acero y hace que el hidrógeno entre tarde al interior de la plancha de acero, y por consiguiente puede mejorarse la resistencia a la fractura retardada. Puesto que una plancha de acero de automóvil se utiliza en un ambiente húmedo y seco alternativo, es decir, en un ambiente húmedo-seco, el hidrógeno el cual se captura una vez por los óxidos que se encuentran en la capa superficial de la plancha de acero en el ambiente húmedo se descarga a un ambiente en el entorno seco. Por consiguiente, dispersar los óxidos en la capa depositada como se describe en lo anterior puede tener un mayor efecto en la resistencia a la fractura retardada en un ambiente de uso real de un vehículo .

La forma de los óxidos descrita en lo anterior puede ser cualquiera de una forma de película, granular o de resorte, y el efecto de la modalidad puede obtenerse siempre que la relación de área proyectada se encuentre en el margen descrito en lo anterior. Sin embargo, los óxidos en forma de película tienden a tener una relación de área proyectada mayor con respecto a la fracción en volumen, y por lo tanto, la forma de los óxidos se forma deseablemente en la forma de una película de modo que la relación del área proyectada se encuentra en el margen de la modalidad por el tratamiento en un corto tiempo.

Los óxidos a dispersarse en la capa depositada se establecen en los óxidos de Si, Mn, o Al, debido a que los óxidos de los mismos tienen un alto punto de fusión comparado con el del zinc, de tal manera que los óxidos (por ejemplo, que tienen una forma de película) se dispersan fácilmente en la capa depositada. Particularmente, en el caso de utilizar los óxidos en forma de película, es posible lograr más fácilmente la relación de área proyectada igual a o mayor que 10 %. Además, si los óxidos se dispersan en una región de la capa depositada dentro de 5 m desde una interconexión entre la plancha de acero y la placa depositada, se obtiene un efecto de captura de hidrógeno más significativo. Después de formar los óxidos en la capa superficial de la plancha de acero, al realizar el tratamiento de galvanización por inmersión en caliente, o el tratamiento de galvanización por inmersión en caliente y el tratamiento de aleación, los óxidos pueden dispersarse dentro de la capa depositada como se muestra en la FIGURA 1. Los óxidos se utilizan en la superficie de la plancha de acero, debido a la característica de los óxidos, tal como una densidad de tamaño o número, se controla fácilmente y es ventajoso para generar óxidos, que corresponden a la relación de área proyectada igual a o mayor que 10 %.

Aquí, cuando los óxidos que contienen uno o dos o más de Si, Mn y Al independientemente o en combinación entre sí, se utilizan S1O2, MnO, AI2O3, Mn2SiC>4, y similares, y son preferibles S1O2 y ri2Si0 .

Además de esto, se obtiene el mismo efecto incluso en el caso de contener óxido (Cr2C>3) que contiene Cr.

Por otro lado, es difícil depositar zinc fundido que contenga óxidos sobre la plancha de acero. Por ejemplo, aunque los óxidos se dispersan en el zinc fundido, los óxidos forman grupos debido a las fuerzas de Van der aals, y se vuelven óxidos grandes que tienen un tamaño de 1 µp? a varios mm. Los óxidos grandes pueden provocar una deslaminación o defectos. Por lo tanto, no es preferible dispersar los óxidos en el zinc fundido. Además, normalmente, para mejorar la adhesión por deposición, en general para remover el óxido en la superficie de la plancha de acero antes de depositarla para obtener una superficie normal, y los óxidos no se formen intencionalmente en la superficie de la plancha de acero antes de la deposición.

Los óxidos de Zn o Al existen en el zinc fundido como óxidos inevitables. Es deseable remover los óxidos tanto como sea posible, o controlar una reacción con la plancha de acero, aunque los óxidos pueden existir inevitablemente (por ejemplo, igual a o menor que 5 %) en la capa depositada. Sin embargo, puesto que la capa depositada se oxida fácilmente, existe un caso en el que el óxido de Zn existe en la superficie de la capa depositada, aunque éste no se cuenta como los óxidos en la capa depositada.

Los óxidos a dispersarse en la capa depositada en la modalidad son óxidos que contienen Si, Mn, o Al independientemente o en combinación entre si. Los óxidos pueden controlarse por la adición de Si, Mn o Al a la plancha de acero y al controlar la atmósfera al momento del recocido. Mientras tanto, con la adición de los elementos tales como Ni, Cu y similares los cuales son difíciles de oxidar, puesto que no solo se provoca la oxidación de los elementos aditivos sino también la oxidación de Fe, es difícil asegurar la relación de área proyectada de los óxidos y las propiedades de deposición. Por consiguiente, en la modalidad, al agregar Si, Mn o Al como elementos los cuales se oxidan más fácilmente que Fe en la plancha de acero, y al establecer las condiciones de recocido y la atmósfera del horno a condiciones predeterminadas, los óxidos que contienen los elementos independientemente o en combinación entre sí, se forman en la superficie de la plancha de acero.

Es necesario que los óxidos se encuentren presentes, de modo que la relación de área proyectada sea igual a o mayor que 10 % como se describe en lo anterior con respecto a la superficie de la plancha de acero. En la modalidad, puesto que los óxidos se utilizan para capturar hidrógeno que entra desde la superficie de la plancha de acero, los óxidos existen deseablemente en la capa depositada y cubren ampliamente la interconexión entre la plancha de acero y la capa depositada. El efecto del mismo se obtiene al establecer la relación de área proyectada para ser igual a o mayor que 10 %. La relación de área proyectada de manera deseable es igual a o mayor que 15 % y en forma más deseable igual a o mayor que 20 %. Por otro lado, si la relación de área proyectada excede 90 %, la reacción de aleación de vuelve extremadamente lenta, y la aleación de alta temperatura es necesaria para establecer el % de Fe en la capa depositada para estar en un margen predeterminado. En este caso, puesto que la austenita se transforma en perlita, no puede obtenerse una propiedad de material predeterminado. La relación de área proyectada por los óxidos puede medirse fácilmente al observar la sección transversal de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente. En detalle, como se muestra en la FIGURA 2, la relación de área proyectada puede evaluarse basada en una relación de una longitud de óxido en una dirección paralela, con respecto a la interconexión entre la capa depositada y la plancha de acero. Por ejemplo, como se muestra en la FIGURA 2, en un caso donde los óxidos se proyectan verticalmente con respecto a la interconexión (interconexión aproximada como una linea recta) entre la capa depositada y la plancha de acero, una relación de área proyectada A (%) puede evaluarse basada en una relación de la longitud de proyección (por ejemplo, longitudes (L-I1-I2-I3) en la FIGURA 1) de los óxidos proyectados (sombra) con respecto a la longitud (por ejemplo, la longitud L en la FIGURA 2) de la interconexión entre la capa depositada y la plancha de acero. En la modalidad, la medición se realiza en 5 campos visuales en una amplificación de 10,000 veces, y el valor promedio de los mismos se define como la relación de área proyectada. Puesto que el objeto de la dispersión de óxido de la modalidad es capturar el hidrógeno que entra al mismo, con los óxidos en la capa depositada, los óxidos pueden solaparse entre si.

La identificación de la composición y la evaluación de los óxidos pueden realizarse al realizar la observación de la microestructura con la sección transversal de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente. Por ejemplo, existe un método para procesar la sección transversal de la plancha de acero en hojuelas delgadas para contener la capa depositada, utilizando un dispositivo de procesamiento de haz de iones enfocado (FIB) y después realizar la observación con microscopio electrónico de transmisión-emisión de campo (FE-TEM) y análisis de composición con espectrometría de rayos X de energía dispersiva (EDX) . En la modalidad, después de fabricar las muestras para observación con el dispositivo de procesamiento de FIB, los óxidos se observaron con el FE-TEM en una amplificación de 50,000 veces. Además, al analizar los óxidos con el EDX, se identificaron los óxidos.

La capa depositada es una capa galvanizada de inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida que contiene igual o menos de 15 % en masa de Fe. Si la cantidad de Fe excede 15 % en masa, la adhesión de la capa depositada misma se deteriora y se fractura la capa depositada, se remueve y se une a una matriz durante el procesamiento, y esto provoca defectos al momento de la conformación. En un caso donde se desea la soldabilidad por puntos o una propiedad de revestimiento, es deseable mejorar las propiedades de la capa depositada en el tratamiento de aleación. En detalle, después de sumergir la capa depositada en el baño de galvanización por inmersión en caliente, al realizar el tratamiento de aleación, se introduce Fe en la capa depositada, y es posible obtener una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que incluye la capa galvanorrecocida que tiene una excelente propiedad de revestimiento o soldabilidad por puntos. Sin embargo, en caso de realizar el tratamiento de aleación, si la cantidad de Fe después del tratamiento de aleación es menor de 7 % en masa, la soldabilidad por puntos no es suficiente. Por lo tanto, cuando se realice el tratamiento de aleación, es decir, cuando la capa depositada es la capa galvanorrecocida, el margen de la cantidad de Fe en la capa depositada es deseablemente de 7 % en masa a 15 % en masa.

La composición química de la capa depositada contiene deseablemente, % en masa igual a o menor que 15 % de Fe, y el resto de 80 % a 100 % de Zn, igual a o menor de 2 % de Al, e impurezas inevitables. Cuando existen impurezas inevitables en la capa depositada son impurezas inevitables mezcladas en la presente cuando se fabrican (por ejemplo, impurezas inevitables en el baño de deposición o elementos químicos que provienen de la composición química de la plancha de acero (incluyendo Fe, Al y Zn) , o elementos químicos a partir de la pre-deposición realizada si es necesario (Ni, Cu y Co) ) . La capa depositada puede contener elementos químicos tales como Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, Ni, Cu y similares, además de Zn.

Un peso de deposición (cantidad de la capa depositada unida por área unitaria) no se limita particularmente, aunque de manera deseable es igual a o mayor que 5 g/m2 por peso superficial de un lado a partir de un punto de vista de la resistencia a la corrosión. Además, el peso de deposición de manera deseable es igual a o menor que 100 g/m2 por peso superficial de un lado a partir de un punto de vista de asegurar la adhesión por deposición.

Además, para mejorar adicionalmente la adhesión por deposición, la deposición con Ni, Cu, Co y Fe independientemente o en combinación entre sí puede realizarse en la plancha de acero antes del recocido.

Cuando la capa depositada es la capa galvanorrecocida, la concentración de Al efectiva en el baño de deposición se controla deseablemente para estar en un margen de 0.05 % en masa a 0.500 % en masa para controlar las propiedades de la capa depositada. En la presente, la concentración de Al efectiva en el baño de deposición es un valor obtenido al sustraer la concentración de Fe en el baño de deposición a partir de la concentración de Al en el baño de deposición.

En un caso en donde la concentración de Al efectiva es menor que 0.05 % en masa, puede no obtenerse una apariencia excelente debido a la generación de escoria significativa. Por otro lado, en el caso en donde la concentración de Al efectiva es mayor a 0.500 % en masa, la aleación es lenta y se degrada la productividad. Por lo tanto, la concentración de Al efectividad en el baño es deseablemente de 0.05 % en masa a 0.500 % en masa.

Para medir el contenido de Fe y Al en la capa depositada, puede utilizarse un método para realizar el análisis químico de una solución después de disolver la capa depositada con ácido y remover los óxidos no disueltos. Por ejemplo, un método para disolver sólo la capa depositada de la plancha de acero galvanorrecocida obtenida al cortarla para tener un tamaño de 30 mm x 40 mm, con una solución acuosa de HC1 al 5 % a la cual se agrega un inhibidor, mientras que se elimina la elución de un material base de la plancha de acero, y determinar el contenido de Fe y Al a partir de la resistencia de señal obtenida al realizar el análisis por emisión de plasma inductivamente acoplado (ICP) de la solución y puede utilizarse una curva de calibración creada a partir de las soluciones que tienen concentraciones conocidas. Al considerar variaciones en la medición entre las muestras con al menos tres muestras cortadas de la misma plancha de acero galvanorrecocido, el promedio de valores medidos de las muestras puede calcularse.

Para mejorar la propiedad de revestimiento y soldabilidad, puede realizarse adicionalmente la deposición de la capa superior, o diversos tratamientos, por ejemplo, el tratamiento de cromato, tratamiento de fosfato, tratamiento de mejoramiento de lubricación, tratamiento de mejoramiento de soldabilidad, y similares pueden realizarse en la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad, y esto no afecta negativamente el efecto de la modalidad .

A continuación, se describirá una plancha de acero la cual es un material que va a depositarse.

La plancha de acero contiene componentes químicos los cuales se describirán posteriormente, una microestructura de la plancha de acero contiene, por fracción en volumen, igual a o mayor que 20 %, igual a o menor que 99 % en total de una o dos de martensita y bainita, y una estructura residual de la plancha de acero contiene ferrita, y uno o dos de menos de 8 % por fracción en volumen de austenita residual, e igual a o menor que 10 % por fracción en volumen de perlita.

Para asegurar una resistencia a la tracción igual a o mayor que 980 MPa, se contiene un total de 20 % o más de martensita y bainita. No es necesario limitar particularmente la fracción en volumen total de martensita y bainita, aunque cuando se considera la fabricación actual, puesto que no es fácil establecer la fracción en volumen total a 100 %, la fracción en volumen total puede ser igual a o menor que 99 %. Puesto que la bainita tiene una resistencia menor que la de la martensita, la fracción en volumen de bainita de manera deseable es igual a o menor que 70 %, en un caso donde la resistencia a la tracción es igual a o mayor que 980 MPa. La austenita residual se transforma en martensita durante el procesamiento de flexión o tensión. Puesto que la martensita formada en este proceso es dura, la resistencia a la fractura retardada se degrada. Por lo tanto, la fracción en volumen de la austenita residual se establece para ser menor a 8 %. Además, si la fracción en volumen de la estructura de perlita excede 10 %, es difícil asegurar una resistencia igual a o mayor que 980 MPa, y un límite superior de la perlita por lo tanto se establece en 10 %. La fracción en volumen de la austenita residual y la perlita puede ser de 0 % .

Sin embargo, en el caso donde se requiere además que el alargamiento se mejore, es deseable que la ferrita se encuentre contenida en la fracción en volumen de 40 % a 80 %. La ductilidad (alargamiento) se mejora al establecer la fracción en volumen de la ferrita igual a o mayor que 40 %. Cuando la fracción en volumen de la ferrita es menor a 40 %, el efecto de la misma es poco. Por otro lado, cuando la fracción en volumen de la misma excede 80 %, la fracción en volumen total de martensita y bainita se vuelve menor a 20 %, y es difícil asegurar una alta resistencia con la resistencia a la fracción de 980 MPa. La martensita puede ser cualquiera de martensita templada que contiene carburos y martensita enfriada que no contiene carburos. La estructura de bainita también puede ser cualquiera de bainita inferior que contienen los carburos en láminas de bainita, y bainita superior que contiene carburos entre las láminas .

Mientras tanto, en caso de mejorar adicionalmente la capacidad de expansión de agujeros, es deseable que se contenga una o dos de martensita y bainita en más del 60 % en total. La razón de por qué la martensita y la bainita se encuentran contenidas en una fracción en volumen de más de 60 % en total, es asegurar una resistencia igual a o mayor que 980 MPa mientras que mejora la capacidad de expansión de agujeros, y cuando la fracción en volumen total del mismo es igual o menor que 60 %, el efecto del mismo es poco.

En la identificación, pueden realizarse la observación de las posiciones existentes, y la medición de la relación de área de cada fase de la microestructura la cual es ferrita, martensita, bainita, austenita, perlita y la estructura residual, una sección transversal de la plancha de acero en una dirección de laminación o una sección transversal de la misma en una dirección ortogonal a la dirección de laminación se graba por un reactivo nital y un reactivo descrito en la Solicitud de Patente Japonesa No Examinada, Primera Publicación No. S59-219473, y la cuantificación con observación de microscopio óptico con una amplificación de 1,000 veces y un microscopio electrónico de transmisión por barrido con una amplificación de 1,000 veces a 100,000 veces. Se realiza la observación en 20 o más campos visuales, y la relación de área de cada estructura puede adquirirse por un método de conteo de puntos o análisis de imágenes. Aunque el método de medición es la observación bidimensional, en la plancha de acero de acuerdo con la modalidad, se obtiene la misma relación de área sobre toda la sección transversal. Por lo tanto, la relación de área es igual a la fracción en volumen.

Después, se describirán las razones para la limitación de los componentes químicos de la plancha de acero la cual es un material que va a depositarse. El % del componente químico de aquí en adelante representa el % en masa .

C: C es un elemento utilizado para incrementar la resistencia de la plancha de acero. Sin embargo, si el contenido de C es menor que 0.05 %, es difícil lograr tanto una resistencia a la tracción igual a o mayor que 980 MPa como la maquinabilidad . Por otro lado, si el contenido de C es igual a o mayor que 0.40 %, es difícil asegurar la soldabilidad por puntos. Además, la austenita residual se genera excesivamente y se disminuye la resistencia a la fractura retardada. Por lo tanto, el margen de los mismos se limita igual o más de 0.05 % y menos de 0.40 %.

Si: Si puede dispersarse en la capa depositada como el óxido. Por lo tanto, Si es un elemento aditivo más importante utilizado para mejorar la resistencia a la fragilidad por absorción de hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) . Sin embargo, cuando la cantidad agregada del mismo es menor a 0.5 %, la cantidad de los óxidos no es suficiente, y la resistencia a la fractura retardada no se mejora lo suficiente. Por lo tanto, es necesario agregar 0.5 % o más de Si. Por otro lado, cuando la cantidad agregada del mismo excede 3.0 %, la maquinabilidad se degrada, la plancha de acero se fragiliza, y se promueve la aparición de la fractura retardada. Además, se degrada la propiedad de decapado. Por consiguiente, el contenido de Si se limita a un margen de 0.5 % a 3.0 %. Además, Si es un elemento de refuerzo y es efectivo para incrementar la resistencia de la plancha de acero. El contenido de Si de mayor preferencia es de 0.5 % a 2.5 % e incluso de mayor preferencia de 0.5 % a 2.0 %.

Mn: Mn es un elemento de refuerzo y es efectivo en incrementar la resistencia de la plancha de acero. Además, Mn puede dispersarse en la capa depositada como el óxido. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es menor que 1.5 %, es difícil obtener una resistencia a la tracción igual a o mayor que 980 MPa . Por otro lado, cuando el contenido de Mn excede 3.0 %, se promueve la co-segregación de P y S y la maquinabilidad se degrada significativamente. Además, la austenita residual se genera excesivamente y se disminuye la resistencia a la fractura retardada. Por lo tanto, 3.0 % se establece en el límite superior. Un margen más preferible del mismo es de 2.0 % a 2.8 %. 0: O en la plancha de acero forma los óxidos en la plancha de acero (excepto la parte superficial) . Los óxidos contenidos en la plancha de acero degradan el alargamiento y la capacidad de expansión de agujeros. Por consiguiente, es necesario suprimir la cantidad agregada de 0 en la plancha de acero. Particularmente, los óxidos existen como inclusiones en muchos casos, y si los óxidos existen en una superficie extrema perforada o en una sección transversal cortada, se forma en la superficie extrema un defecto en forma de corte sesgado o una concavidad gruesa. Esto resulta en una concentración de tensión al momento de la expansión de agujeros y el proceso de alto refuerzo, y esta se vuelve el origen de la formación de grietas provocan la degradación significativa en la capacidad de expansión de agujeros, capacidad de flexión y resistencia a la fractura retardada. Si el contenido de 0 excede 0.006 %, esta tendencia se vuelve significativa, y por consiguiente el limite superior del contenido de O se estableció para ser igual a o menor que 0.006 %. Por otro lado, es preferible que una pequeña cantidad de 0 se encuentre contenida en la plancha de acero, pero si el contenido de O es menor que 0.0001 %, no es preferible económicamente debido al costo excesivamente alto, y por consiguiente éste es sustancialmente el limite inferior. Sin embargo, en la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad, puesto que los óxidos se dispersan en la capa depositada, el contenido de O en la capa depositada o en la cercanía de la interconexión entre la capa depositada y la plancha de acero es mayor que dentro de la plancha de acero. Puesto que los óxidos que existen en la superficie de la plancha de acero existen en la superficie de la plancha de acero o en la capa depositada, los óxidos que existen en la superficie de la plancha de acero no se definen como los óxidos contenidos en la plancha de acero o el contenido de oxígeno de la plancha de acero. En detalle, en caso de medir el contenido de 0 de la plancha de acero, la medición se realiza después de remover la capa depositada y realizar el pulido mecánico de la superficie de la plancha de acero por 10 µp? P: P tiende a segregarse en una parte central del espesor de la plancha de la plancha de acero y fragiliza una soldadura. Si el contenido de P excede 0.04 %, la fragilidad de la soldadura se vuelve significativa, y por lo tanto el contenido de P se limita a ser igual a o menor que 0.04 %. Si el contenido de P excede 0.04 %, la plancha de acero fragiliza y se promueve la aparición de la fractura retardada. Un valor de limite inferior de P no se especifica particularmente, aunque si el valor de limite inferior del mismo es menor que 0.0001 %, no es económico y por lo tanto este valor se establece de preferencia como el valor de limite inferior.

S: S afecta negativamente la soldabilidad, y la capacidad de fabricación al momento de la fundición y la laminación en caliente. Por lo tanto el contenido de S se limita a ser igual a o menor que 0.01 %. S se enlaza con Mn para formar MnS grueso. Este MnS degrada la capacidad de flexión o la capacidad de expansión de agujeros, o promueve la aparición de la fractura retardada. Por consiguiente, es deseable que el contenido de S sea tan pequeño como sea posible. Sin embargo, un contenido de S de menos de 0.0001 % no es económico, y por lo tanto este valor se establece de preferencia como valor de limite inferior.

Al: Al puede agregarse como Al y puede utilizarse para mejorar la resistencia a la fractura retardada al ser dispersado en la capa depositada como el óxido. Además, Al también puede utilizarse como un material desoxidante. Sin embargo, la adición excesiva del mismo incrementa el número de inclusiones gruesas de Al y provoca la degradación de la capacidad de expansión de agujeros o la aparición de defectos superficiales. Además, no es preferible la adición excesiva de Al debido a que la adición excesiva de Al fragiliza la plancha de acero y promueve la aparición de fracturas retardadas. Por lo tanto, el limite superior de la adición de Al se estableció en 2.0 %. El limite inferior del mismo no se limita particularmente, aunque es difícil establecer el contenido de Al para ser igual a o menor que 0.0005 %, y por lo tanto sustancialmente este es el limite inferior.

N: N forma nitruros gruesos en el acero. Los nitruros degradan la capacidad de flexión y/o capacidad de expansión de agujeros y degradan la resistencia a la fractura retardada, y por consiguiente es necesario reducir la cantidad agregada de los mismos. Si N excede 0.01 %, estas tendencias se vuelven significativas, y por lo tanto el margen del contenido de N se establece para ser igual a o menor que 0.01 %. Además, es deseable establecer el contenido de N para ser pequeño puesto que N provoca la generación de burbujas al momento de la soldadura. Por lo tanto, no es necesario especificar particularmente el limite inferior del mismo. Sin embargo, si el contenido de N es menor que 0.0005 %, los costos de fabricación se incrementan significativamente, y por lo tanto éste es sustancialmente el limite inferior.

La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la modalidad básicamente tiene la composición que incluye los elementos descritos en lo anterior y el resto incluye hierro e impurezas inevitables, aunque además puede contener cualquiera de uno o dos o más de los siguientes elementos como elementos utilizados de la técnica relacionada para mejorar la resistencia o similares. Incluso si los elementos selectivos se mezclan inevitablemente en la plancha de acero (por ejemplo, una cantidad la cual es menor que un limite inferior preferible de cada elemento selectivo) , los efectos de la modalidad no se degradan. Además, puesto que no es necesario agregar los elementos químicos a la plancha de acero, todos los límites inferiores de los elementos químicos son 0 % y no se limitan.

Mo: Mo es un elemento de refuerzo y es importante para mejorar la templabilidad . Sin embargo, si el contenido de Mo es menor a 0.01 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, un valor de límite inferior cuando se agrega Mo se establece en 0.01 %. Por otro lado, si se contiene más de 1.0 % de Mo, afecta negativamente la capacidad de fabricación al momento de la fabricación y laminación en caliente fragiliza la plancha de acero, y promueve la aparición de fracturas retardadas, y por lo tanto el limite superior del mismo se establece en 1.0 %.

Cr: Cr es un elemento de refuerzo y es efectivo para mejorar la templabilidad . Sin embargo, si el contenido de Cr es menor que 0.05 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el limite inferior de Cr se establece en 0.05 % cuando se agrega Cr. Por otro lado, si se contiene más de 1.0 % de Cr, afecta negativamente la capacidad de fabricación al momento de la fabricación y laminación en caliente, fragiliza la plancha de acero, y promueve la aparición de fracturas retardadas, y por lo tanto el limite superior del mismo es de 1.0 %.

Ni: Ni es un elemento de refuerzo y es efectivo para mejorar la templabilidad. Además, Ni puede agregarse ya que provoca el mejoramiento de la humectabilidad y la promoción de la reacción de aleación. Sin embargo, si el contenido de Ni es menor que 0.05 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el valor de limite inferior cuando se agrega Ni se estableció en 0.05 %. Por otro lado, si se contiene más de 1.0 % de Ni, afecta negativamente la capacidad de fabricación al momento de la fabricación y laminación en caliente, y por lo tanto el valor de limite superior se estableció en 1.0 %.

Cu: Cu es un elemento de refuerzo y es efectivo para mejorar la templabilidad. Además, Cu puede agregarse cuando se mejora la humectabilidad y promueve la reacción de aleación. Sin embargo, si el contenido de Cu es menor que 0.05 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el limite inferior de Cu se establece en 0.05 % cuando se agrega Cu. Por otro lado, si se contiene más de 1.0 % de Cu, afecta negativamente la capacidad de fabricación al momento de la fabricación y laminación en caliente, y por lo tanto el limite superior se establece en 1.0 %.

B es efectivo en reforzar los limites de grano o el refuerzo del acero al agregar igual a o más que 0.000 % en masa de B, aunque si la cantidad agregada del mismo excede 0.01 % en masa, no sólo los efectos del mismo se saturan, sino también la capacidad de fabricación al momento de la laminación en caliente se degrada. Por lo tanto, la cantidad agregada de B se estableció en 0.0001 % a 0.01 %.

Ti: Ti es un elemento de refuerzo. Esto contribuye a un incremento en la resistencia de la plancha de acero, con refuerzo de precipitados, el refuerzo de grano fino realizado al suprimir el crecimiento de grano de ferrita, y el refuerzo de dislocación realizado al suprimir la recristalización. Si la cantidad agregada es menor a 0.005 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el limite inferior de Ti se establece en 0.005 % cuando se agrega Ti. Si se contiene más de 0.3 % de Ti, se incrementa la precipitación de carbonitruro, y se degrada la conformabilidad o la resistencia a la fractura retardada, y por lo tanto un valor de limite superior se estableció en 0.3 %.

Nb: Nb es un elemento de refuerzo. Esto contribuye a un incremento en la resistencia de la plancha de acero, con refuerzo de precipitados, el refuerzo de grano fino realizado al suprimir el crecimiento de grano de ferrita, y el refuerzo de dislocación realizado al suprimir la recristalización. Si la cantidad agregada es menor a 0.005 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el limite inferior de Nb se establece en 0.005 % cuando se agrega Nb. Si se contiene más de 0.3 % de Nb, se incrementa la precipitación de carbonitruro, y se degrada la conformabilidad, y por lo tanto un valor de limite superior se establece en 0.3 %.

V: V es un elemento de refuerzo. Esto contribuye a un incremento en la resistencia de la plancha de acero, con refuerzo de precipitados, el refuerzo de grano fino realizado al suprimir el crecimiento de grano de ferrita, y el refuerzo de dislocación realizado al suprimir la recristalización. Si la cantidad agregada es menor a 0.005 %, no se obtienen los efectos del mismo, y por consiguiente, el limite inferior de V se establece en 0.005 % cuando se agrega V. Si se contiene más de 0.5 % de Ti, se incrementa la precipitación de carbonitruro, y se degrada la conformabilidad, y por lo tanto el límite superior del mismo se establece en 0.5 %.

Pueden agregarse 0.0005 % a 0.04 % de uno o dos o más elementos seleccionados de Ca, Mg y REM. Ca, Mg y REM son elementos utilizados para la desoxidación, e igual a o mayor que 0.0005 % de uno o dos o más elementos en total de preferencia se contienen para obtener el efecto del mismo. REM son metales de tierras raras. Sin embargo, si el contenido de cada elemento excede 0.04 %, se degrada la maquinabilidad de conformación. Por lo tanto, el contenido de cada elemento de preferencia es de 0.0005 % a 0.04 % en total. En la modalidad, se agrega REM como mischmetal en muchos casos, y puede contener elementos lantanoides distintos de La o Ce en combinación. Aunque los elementos lantanoides distintos de La o Ce se contienen como impurezas inevitables, se muestran los efectos de la modalidad. Incluso cuando se agrega el metal La o Ce, se muestran los efectos de la modalidad.

La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad además puede contener los elementos (por ejemplo, Zr, Sn, Co, As, y similares) distintos de los elementos descritos en lo anterior como impurezas inevitables, en un margen el cual no degrada las propiedades .

La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad tiene la resistencia a la tracción TS igual a o mayor que 980 MPa y tiene excelente resistencia a la fractura retardada y adhesión por deposición. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente (material) de acuerdo con una modalidad puede obtenerse adecuadamente con un método de fabricación de la modalidad la cual se describirá posteriormente utilizando un producto fabricado al realizar cada proceso de fusión, aceración (refinado) , fundición, laminación en caliente y laminación en frió los cuales son procesos de fabricación de acero típicos, en principio. Sin embargo, incluso cuando un producto fabricado al omitir una parte o se utiliza todo el proceso de fabricación de acero, siempre y cuando se cumplan las condiciones de acuerdo con la modalidad, pueden obtenerse los efectos descritos en la modalidad, y de esta manera, la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad no se limita a fabricarse por el método de fabricación.

En lo sucesivo, se describirá el método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la modalidad de la presente invención .

Para obtener la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención, es importante realizar el control de los óxidos en la capa superficial de la plancha de acero y el control de chorro de flujo del zinc fundido en el baño de deposición.

El método de fabricación que precede a la laminación en caliente no se limita particularmente. Es decir, diversas fusiones secundarias pueden realizarse después de fundirse con un alto horno o un horno eléctrico, y después el acero fundido que incluye los componentes químicos descritos en lo anterior puede fundirse por un método tal como fundición de losa delgada, fundición continua general o fundición con un método de lingote. En el caso de la fundición continua, después de enfriarse a una temperatura inferior una vez y después calentarse de nuevo, la laminación en caliente puede realizarse o la laminación en caliente de la losa de fundición puede realizarse continuamente. Puede utilizarse chatarra como materia prima.

Es necesario establecer la temperatura de calentamiento de la losa antes de que la laminación en caliente sea igual a o mayor que 1100°C. Si la temperatura de calentamiento de la losa es menor que 1100°C, una temperatura de laminación de acabado puede ser menor que un punto Ar3. En este caso, se realiza la laminación de doble fase de ferrita y austenita, una estructura de plancha laminada en caliente se vuelve una estructura de doble grano no homogénea, la estructura no homogénea no se remueve incluso cuando se realiza el proceso de laminación en frió y recocido, y se degrada la ductilidad o la capacidad de flexión. Además, en la modalidad, para asegurar resistencia a la tracción máxima igual a o mayor que 980 MPa después del recocido, una cantidad de elemento de aleación se compara en gran medida con aquella del acero blando o similar, y la resistencia al momento de la laminación de acabado tiende a incrementarse. Por consiguiente, si la temperatura de calentamiento de la losa es menor que 1100°C, es difícil realizar la laminación debido a un incremento en una fuerza de laminación acompañada con la disminución de la temperatura de laminación de acabado, y esto puede provocar un defecto de una forma de la plancha de acero después de la laminación. Los efectos de la modalidad se muestran sin especificar particularmente un limite superior de la temperatura de calentamiento de la losa, aunque si la temperatura de calentamiento es excesivamente alta, no es económicamente preferible. Por lo tanto, el limite superior de la temperatura de calentamiento de la losa es menor que 1300°C.

En la modalidad, el punto de transformación de Ar3 se calcula con la siguiente ecuación.

Punto de transformación de Ar3 (°C) = 901 - 325 x C + 33 x Si - 92 x (Mn+Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 + Mo/2) (C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, y Mo en la ecuación cada uno son el contenido de componente [% en masa] en el acero) .

La temperatura de laminación de acabado de la laminación en caliente (temperatura de acabado de laminación en caliente) se establece para ser igual a o mayor que el punto de transformación de Ar3. Los efectos de la modalidad se muestran sin especificar particularmente el limite superior. Si la temperatura de laminación es menor que el punto de transformación de Ar3, es difícil de fabricarse puesto que la fuerza de laminación se vuelve excesivamente alta, y la laminación en caliente se realiza con la doble fase de la ferrita y la austenita, y por consiguiente, la microestructura de la plancha de acero después de la laminación en caliente se vuelve no homogénea. Es decir, la ferrita generada en la laminación de acabado se estira en la laminación rodillo, se engrosa, y la ferrita transformada de la austenita tiene una forma de película después de la laminación. Incluso si la laminación en frío y el recocido se realizan para realizar el control de microestructura, la plancha de acero que tiene la microestructura no homogénea no es preferible cuando los materiales varían con respecto entre sí y se degrada la resistencia a la fractura retardada. Por otro lado, no es preferible establecer la temperatura de laminación de acabado de la laminación en caliente a una temperatura excesivamente alta, ya que es necesario establecer la temperatura de calentamiento de la losa a una temperatura excesivamente alta para asegurar la temperatura.

Por lo tanto, una temperatura de límite superior de la temperatura de laminación de acabado de la laminación en caliente de manera deseable es igual a o menor que 1000°C.

Las condiciones del enfriamiento después de la laminación en caliente no se especifican particularmente, y los efectos de la modalidad se obtienen al utilizar un patrón de enfriamiento para realizar el control de microestructura para los requerimientos respectivos.

Se realiza el enrollado después de la laminación en caliente. Es necesario establecer una temperatura de enrollado para ser de 300°C a 700°C. Si la temperatura de enrollado excede 700°C, se genera una estructura de ferrita o perlita gruesa en la estructura laminada en caliente, la no homogeneidad de la estructura después del recocido se vuelve significativa, y la anisotropía del material de un producto final se vuelve significativa. Además, no es preferible realizar el enrollado a una temperatura que excede 700°C, un espesor de los óxidos formados en la superficie de la plancha de acero se incrementa excesivamente, y por consiguiente, la propiedad del decapado se degrada. Por otro lado, si la temperatura de enrollado es igual a o menor que 300°C, la resistencia de la plancha laminada en caliente se vuelve mayor, y por consiguiente la fuerza de laminación en frío se vuelve alta. Esto resulta en la dificultad de la laminación en frío o la dificultad de fabricación tal como la ruptura de la plancha.

Además, las planchas aproximadamente laminadas pueden unirse entre si al momento de la laminación en caliente para realizar continuamente la laminación de acabado. Las planchas aproximadamente laminadas pueden ser enrolladas una vez.

El decapado se realiza en la plancha de acero laminada en caliente la cual se enrolla como se describe en lo anterior. El decapado es importante para mejorar las propiedades de deposición cuando los óxidos en la superficie de la plancha de acero puedan removerse. Como el método de decapado, puede utilizarse un método bien conocido. Además, el decapado puede realizarse una vez o puede realizarse varias veces por separado.

La plancha de acero laminada en caliente decapada se somete a la laminación en frío con la reducción de laminación cumulativa de 40 % a 80 % y la plancha pasa a través de una linea de galvanización continua. Puesto que Si, Al o Mn el cual forma los óxidos descritos en lo anterior se suministra por la difusión desde el interior de la plancha de acero (en particular, en el limite de grano) , los óxidos se forman fácilmente en la cercanía del límite de grano de la superficie de la plancha de acero. Como resultado, si el tamaño de grano de la ferrita es mayor, la relación del límite de grano en la superficie de la plancha de acero es pequeña, y es difícil establecer la relación de área proyectada de los óxidos para ser igual a o mayor que 10 %. En general, la ferrita cuando se lamina en frío se estira en una dirección de laminación y la relación del límite de grano es pequeña. Como resultado, en un caso en donde se recoce la estructura cuando se lamina en frío, es difícil establecer la relación de área proyectada de los óxidos para ser igual a o mayor que 10 %. Por consiguiente, es necesario promover la formación de los óxidos al recristalizar la ferrita y al disminuir el tamaño de grano, antes de formar los óxidos. Cuando la reducción de laminación cumulativa de la laminación en frío es menor que 40 %, la tensión necesaria para la recristalización no se introduce lo suficiente. Además, la ductilidad del producto final se degrada, y por lo tanto ésta se establece en el límite inferior. Además, cuando la reducción de laminación cumulativa es menor de 40 %, es difícil mantener una forma plana. Por otro lado, en la laminación en frío con la reducción de laminación cumulativa que excede 80 %, es difícil realizar la laminación en frío debido a la fuerza de laminación en frío excesiva, y por lo tanto esta se establece como el límite superior. Un margen más preferible del mismo es de 45 % a 75 %. Siempre que la reducción de laminación cumulativa se encuentre en el margen descrito en lo anterior, los efectos de la modalidad se muestran sin especificar particularmente el número de pasadas de laminación y la reducción de laminación de cada pasada.

En la modalidad, el diámetro de un rodillo de trabajo cuando se realiza la laminación en frío (diámetro del rodillo) se establece para ser igual a o menor que 1400 mm. El diámetro del mismo de manera deseable es igual a o menor que 1200 mm y de manera más deseable igual a o menor que 1000 mm. Las razones de los mismos son debido a que las clases de tensión introducida variarán dependiendo de los diámetros de rodillos y la deformación por esfuerzo cortante se introduce fácilmente cuando se utiliza un rodillo con un diámetro pequeño. Puesto que la recristalización ocurre fácilmente a partir de una banda de corte, la recristalización rápidamente ocurre cuando se utiliza una plancha de acero que se somete a la laminación con el rodillo con un diámetro pequeño que forma muchas bandas de corte. Es decir, al realizar la laminación utilizando el rodillo de trabajo con el diámetro de rodillo pequeño, es posible iniciar la recristalización antes que se formen los óxidos.

En la presente, cuando se establece un espesor de plancha entrante antes de una pasada inicial en cada proceso de laminación (por ejemplo, el proceso de laminación en frío) como referencia, la reducción de laminación cumulativa es un porcentaje de la reducción de laminación cumulativa con respecto a la referencia (la diferencia entre el espesor de la plancha entrante antes de la pasada inicial en la laminación y un espesor de plancha existente después de una pasada final en la laminación) .

Los efectos de la modalidad se muestran sin especificar particularmente un índice de calentamiento en un caso en donde la plancha pasa a través de la línea de deposición. Sin embargo, el índice de calentamiento el cual es menor a 0.5°C/segundo, no es preferible cuando la productividad se degrada significativamente. Además, el índice de calentamiento que excede 100 °C no es económicamente preferible, puesto que provoca una inversión de equipo excesiva .

En la modalidad, la plancha de acero se retiene en un margen de temperatura de 550°C a 750°C cuando se calienta a la temperatura de recocido en un caso en donde la plancha pasa a través de la línea de deposición, durante 20 segundos o más. Esto es debido a que la recristalización procede suficientemente en este margen de temperatura, considerando que la formación de óxido se retarda comparada con la recristalización. Los óxidos que contienen Si, Mn o Al independientemente o en combinación entre sí, tienden a formarse en el límite de grano de la ferrita en la superficie de plancha de acero en primer lugar, y utilizan el límite de grano de la ferrita fina formada por la recristalización como un sitio de generación. Es decir, después de realizar la laminación en frío, al realizar la retención en este margen de temperatura, es posible iniciar la recristalización antes de formar los óxidos. No es deseable establecer la temperatura en la retención para ser menor que 550°C, cuando es necesario un tiempo prolongado para la recristalización. No es deseable establecer la temperatura en la retención para ser mayor que 750 °C, ya que los óxidos se forman rápidamente y los óxidos en el grano se forman en el limite de grano en la mitad de la recristalización o el crecimiento de grano. Sin embargo, una vez después de que los óxidos se forman, la retención durante un tiempo prolongado puede realizarse en el margen de temperatura de más de 750 °C para el control de la microestructura . El mismo efecto se obtiene con la estructura que tiene la ferrita como una fase primaria o con la estructura que tiene la bainita o martensita como una fase primaria. No es deseable cuando el tiempo de retención en 550°C a 750°C es más corto que 20 segundos, ya que la recristalización no procede lo suficiente. Por otro lado, la retención durante más de 2000 segundos no es preferible ya que no solamente se degrada la productividad, sino también los óxidos formados son gruesos, provocando la deslaminación. La retención se realiza de preferencia durante 40 segundos a 500 segundos. La retención no sólo representa el mantenimiento isotérmico, y puede incluir cambio en la temperatura tal como calentamiento o mantenimiento en este margen de temperatura.

Puesto que los óxidos se forman en el limite de grano de ferrita con la prioridad, los óxidos tienen una estructura de red, en muchos casos.

Después de la retención, se realiza el recocido. Para provocar que los óxidos que contienen uno o más de los óxidos que contienen Si, Mn o Al independientemente o en combinación entre si se contengan en la capa depositada, en el proceso de recocido de una linea de galvanización continua (CGL), después de formar los óxidos de los elementos oxidables en la superficie de la plancha de acero, es necesario realizar la deposición e introducir los óxidos en la capa depositada. Para formar los óxidos de Si, Mn o Al en la superficie de la plancha de acero, la atmósfera del proceso de recocido en la linea de galvanización continua se controla para estar en un margen adecuado. Es decir, es particularmente importante manejar la concentración de ¾ y el punto de condensación en la atmósfera de recocido con la temperatura de recocido. En la presente, en la modalidad, el recocido se realiza en condiciones de una atmósfera de 2 en la cual la concentración de H2 es igual a o menor que 20 % en volumen, el punto de condensación el cual es igual a o mayor que -20°C y la temperatura de calentamiento máxima de 750°C a 900 °C. Si la temperatura de calentamiento máxima es menor que 750°C, es necesario más tiempo para reformar una solución sólida de carburos formados al momento de la laminación en caliente, los carburos o una parte de los mismos permanece, o la martensita o la bainita no se obtienen lo suficientemente después del enrollado y por consiguiente, es difícil asegurar la resistencia de igual a o mayor que 980 MPa. Por otro lado, el calentamiento a una temperatura excesivamente alta no solamente no es económicamente preferible ya que provoca incremento en los costos, aunque tampoco provoca dificultades en las cuales la forma de la plancha al momento de pasar la plancha a alta temperatura se degrade o la vida útil del rodillo se reduce, y por lo tanto el límite superior de la temperatura de calentamiento máxima se establece en 900°C. El tiempo de tratamiento térmico en este margen de temperatura es deseable a 10 segundos o más para disolver los carburos. En contraste, un tiempo de tratamiento térmico el cual es mayor que 1000 segundos no es económicamente preferible ya que provoca un incremento en el costo. El tiempo de tratamiento térmico de manera más deseable es igual a o menor que 600 segundos. También, para el tratamiento térmico, la retención en la temperatura máxima puede realizarse isotérmicamente, o el enfriamiento puede iniciarse directamente después de realizar el calentamiento de gradiente para provocar que la temperatura alcance la temperatura de calentamiento máxima, para mostrar el efecto de la modalidad. No es deseable establecer el punto de condensación para ser menor que -20°C ya que la relación de área proyectada descrita en lo anterior excede 90 %. La concentración de H2 que excede 20 % en volumen no es deseable ya que provoca que los costos incrementen significativamente.

El limite inferior de la concentración de H2 es deseablemente 0.05 % en volumen para establecer la atmósfera del horno a una atmósfera de reducción para Fe. El punto de condensación se fija deseablemente para ser igual a o menor que 50 °C para suprimir la oxidación de Fe en el horno. El punto de condensación se establece de manera más deseable para ser igual a o menor que 40°C e incluso se establece de manera más deseable para ser igual o menor que 30°C.

La ferrita se forma durante el recocido a 750°C a 900°C o durante el enfriamiento de la temperatura de calentamiento máxima a 650°C. Por consiguiente, para mejorar adicionalmente el alargamiento, en un caso en donde la relación de área de ferrita de la microestructura se establece igual a o mayor que 40 %, la temperatura de recocido se establece deseablemente para ser menor que 840°C. Al establecer la temperatura de recocido para ser menor que 840°C, una fracción de ferrita al momento del recocido puede volverse mayor y por consiguiente la estructura que contiene mucha ferrita puede obtenerse incluso después del enfriamiento. Además, la estructura en la cual se encontraba la austenita al momento del recocido se transforma en cualquiera de martensita, bainita, austenita residual y perlita después del enfriamiento.

Por otro lado, para mejorar adicionalmente la capacidad de expansión de agujeros, en un caso en donde la relación de área de la martensita y bainita de la microestructura se establece para ser de más de 60 %, la temperatura de recocido se establece deseablemente para ser igual a o mayor que 840°C. Al establecer la temperatura de recocido para ser igual a o mayor que 840°C, la fracción de austenita al momento del recocido puede incrementarse. La austenita se transforma en la bainita o la martensita en el enfriamiento después del recocido, y por consiguiente la fracción de la bainita y la martensita puede volverse alta.

Con respecto al recocido antes de la deposición, un método de Sendzimir de "calentar la plancha de acero en una atmósfera sin oxidación después del desengrasado y decapado, el recocido en una atmósfera de reducción que contiene ¾ y N2, después de enfriar en la cercanía de una temperatura de baño de deposición, y sumergir la plancha de acero en el baño de deposición", y todos el método de horno de reducción para "ajusfar una atmósfera al momento de recocido, primero oxidar una superficie de plancha de acero, después realizar la limpieza antes de la deposición por la reducción, después sumergir la plancha de acero en un baño de deposición" o un método de flujo para "después de realizar el desengrasado y el decapado de una plancha de acero, realizar el tratamiento de flujo utilizando cloruro de amonio o similar y después sumergir la plancha de acero en un baño de deposición" puede aplicarse después de cambiar el método si es necesario de acuerdo con los procesos de la modalidad.

Después de acabar el recocido, la plancha de acero se enfría a un margen de temperatura de 500°C a 750°C (primer enfriamiento o tercer enfriamiento) . Un índice de enfriamiento promedio de la temperatura de calentamiento máxima del recocido se establece en 1.0 °C/segundo a 200°C/segundo. No es deseable fijar el índice de enfriamiento para ser menor que l°C/segundo, cuando la productividad se degrada significativamente. Por otro lado, puesto que un incremento excesivo en el índice de enfriamiento provoca un incremento en los costos de fabricación, el límite superior de preferencia es de 200°C/segundo.

Después de eso, el enfriamiento se realiza en un índice de enfriamiento el cual es igual a o mayor que l°C/segundo y es más rápido que el primer índice de enfriamiento, a un margen de temperatura entre una temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C y a una temperatura la cual es mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C (segundo enfriamiento) . El índice de enfriamiento se establece para ser igual a o mayor que l°C/segundo debido a que, si el índice de enfriamiento es bajo, la ferrita o perlita se genera excesivamente en el proceso de enfriamiento y por consiguiente es difícil asegurar la resistencia igual o mayor que 980 MPa . Mientras tanto, puesto que un incremento excesivo en el índice de enfriamiento incrementa los costos de fabricación, el límite superior se establece de preferencia a 200 °C/segundo . En la modalidad, la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente se establece para ser de 440°C a 460°C.

En lugar del segundo enfriamiento, antes de sumergir la plancha de acero en el baño de deposición, el enfriamiento (cuarto enfriamiento) puede realizarse una vez a una temperatura de 25°C a 500°C, y después en un caso en donde una temperatura de detención de enfriamiento fue menor que la temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40 °C, la plancha de acero puede calentarse nuevamente al margen de calentamiento de 350°C a 500°C y retenerse. Cuando se realiza el enfriamiento en el margen de temperatura descrito en lo anterior, una fase dura tal como martensita o bainita se forma a partir de la austenita no transformada durante el enfriamiento. Después de esto, al realizar el calentamiento nuevamente, la fase dura se templa. El templado indica la precipitación de carburos, o recuperación y redisposición de dislocación en la fase dura, y al realizar el templado, la capacidad de expansión de agujeros, la capacidad de flexión, o la resistencia a la fractura retardada se mejora. El limite inferior de la temperatura de detención de enfriamiento se establece en 25°C debido a que el enfriamiento excesivo requiere una inversión de equipo significativa. Además, incluso si el enfriamiento se realiza excesivamente, el efecto del mismo también se satura. Además, después del recalentamiento y antes de la inmersión en el baño de deposición, la plancha de acero se retiene en el margen de temperatura de 350°C a 500°C. La retención en este margen de temperatura no sólo contribuye al templado de la martensita, sino también elimina la irregularidad de temperatura de la plancha en la dirección de ancho y mejora la apariencia después de la deposición. En un caso en donde la temperatura de detención de enfriamiento del cuarto enfriamiento fue de 350°C a 500°C, la retención puede realizarse sin realizar el re-calentamiento. El tiempo para realizar la retención se establece deseablemente para ser igual a o mayor que 10 segundos e igual a o menor que 1000 segundos para obtener los efectos del mismo. Para generar la transformación de bainita y para estabilizar la austenita residual, el tiempo de retención se establece deseablemente de 20 segundos a 750 segundos y se establece de manera más deseable de 30 segundos a 500 segundos.

Después del segundo enfriamiento o retención en el margen de temperatura de 350°C a 500°C, la plancha de acero se sumerge en el baño de deposición y se realiza la galvanización por inmersión en caliente. Un margen de la temperatura de la plancha de inmersión del baño de deposición (temperatura de la plancha de acero cuando se sumerge la plancha de acero en el baño de galvanización por inmersión en caliente) se establece un margen de temperatura entre una temperatura menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C y una temperatura mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C. No es deseable establecer la temperatura de la plancha de inmersión del baño de galvanización por inmersión en caliente para ser menor que la temperatura menor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C, ya que la liberación de calor al momento de la inmersión del baño de galvanización por inmersión en caliente es mayor, una parte del zinc fundido se solidifica, y la apariencia depositada puede degradarse. En un caso en donde la temperatura de la plancha antes de la inmersión es menor que la temperatura inferior que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C, el calentamiento puede realizarse adicionalmente por un método arbitrario antes de la inmersión en el baño de galvanización por inmersión en caliente para controlar la temperatura de la plancha para ser igual a o mayor que la temperatura menor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C, y después la plancha de acero puede sumergirse en el baño de deposición. Además, si la temperatura de la plancha de inmersión del baño de deposición excede la temperatura mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C, provoca un problema operacional que acompaña el incremento de temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente. El baño por deposición puede contener Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, o similares además de zinc puro.

Si los óxidos cubren la superficie de la plancha de acero, fácilmente ocurre un problema tal como la deslaminación o el retardo de aleación. Particularmente, el óxido de zinc existe en la superficie del baño de galvanización por inmersión en caliente o en el baño. Puesto que el óxido de zinc y los óxidos formados en la superficie de la plancha de acero tienen una alta afinidad y el óxido de zinc se une fácilmente a los mismos, fácilmente ocurre un problema de deslaminación o un defecto de apariencia. En la modalidad, puesto que los óxidos de Si, Mn, o Al se dispersan en la superficie de la plancha de acero, fácilmente ocurre la deslaminación o el retardo de aleación. En caso de dispersar los óxidos para tener la relación de área proyectada de igual a o mayor que 10 % para suprimir la fragilidad por absorción de hidrógeno, la tendencia de la misma se vuelve significativa. Por consiguiente, en caso de formar los óxidos de la modalidad en la superficie de la plancha de acero, el zinc fundido en el baño de deposición fluye en un índice de chorro con un índice de flujo de 10 m/min a 50 m/min, y por consiguiente la unión de la plancha de acero y el óxido de zinc se evita, y se realiza la prevención de la deslaminación y la promoción de aleación. Como resultado, los óxidos pueden dispersarse en la capa depositada. Normalmente, una película de óxido de Zn o Al, la cual se denomina escoria, flota en el baño de galvanización por inmersión en caliente, y esto provoca la deslaminación o el retardo de aleación. La presente invención ha encontrado que, en un caso en donde los óxidos existen en la superficie de la plancha de acero, la escoria se une fácilmente al momento de la inmersión de la plancha de acero en el baño, y por lo tanto se genera fácilmente una deslaminación (defecto que afecta la plancha de acero en la capa depositada) . La escoria unida a la plancha de acero no sólo provoca la deslaminación sino también retarda la aleación. Esta tendencia se vuelve particularmente significativa en la plancha de acero que contiene una gran cantidad de Si o Mn. Un mecanismo detallado no es claro, pero se considera que la deslaminación o el retardo de la aleación se promueve por la reacción de los óxidos de Si o Mn formados en la superficie de la plancha de acero y también la escoria la cual son los óxidos. Si el índice de flujo es menor que 10 m/min, el efecto para suprimir la deslaminación por el flujo de chorro no se obtiene, y los óxidos se unen a la superficie de la plancha de acero y ésta provoca el defecto de apariencia. Por otro lado, si el índice de flujo excede 50 m/min, el efecto del mismo se satura y un patrón provocado por el flujo de zinc se genera, y fácilmente ocurre el defecto de apariencia. Además, la inversión de equipo excesivo incrementa el costo. Por lo tanto, el índice de flujo del zinc fundido en el baño de deposición se establece de 10 m/min a 50 m/min. En la presente, una dirección de flujo del zinc fundido no se limita particularmente, y solamente es preferible controlar una magnitud de flujo.

Después de la inmersión, la plancha de acero sumergida en el baño de deposición se toma desde el baño de deposición y se realiza la limpieza cuando sea necesario. Cuando se realiza la limpieza con respecto a la plancha de acero, es posible controlar la cantidad de la placa que se une a la superficie de la plancha de acero (cantidad de unión a la placa) . La cantidad de unión de la placa no se limita particularmente, aunque se establece deseablemente para ser igual a o mayor que 5 g/m2 por una superficie a partir de un punto de vista de incrementar adicionalmente la resistencia a la corrosión. Además, la cantidad de unión de la placa se establece deseablemente para ser igual a o menor que 100 g/m2 por una superficie a partir de un punto de vista de incrementar adicionalmente la adhesión por deposición.

En caso de realizar adicionalmente el tratamiento de aleación de la capa depositada, se realiza a una temperatura igual a o menor que 600°C. Mientras tanto, si la temperatura es mayor que 600 °C, se forman los carburos para disminuir la fracción en volumen de austenita residual, la ductilidad excelente es difícil de asegurar, la fase dura tal como la martensita se ablanda, o una gran cantidad de perlita se genera, y por consiguiente es difícil asegurar una resistencia a la tracción máxima igual a o mayor que 980 MPa. Por otro lado, no es preferible establecer la temperatura de tratamiento de aleación para ser menor que 460°C, cuando se retarda la aleación y se degrada la productividad. Además, si la temperatura del tratamiento de aleación excede 600 °C, el contenido de Fe en la capa depositada puede exceder 15 % en masa, y por consiguiente la adhesión de la capa depositada se pierde. En caso de no realizar el tratamiento de aleación, el contenido de Fe en la capa depositada no excede 15 % en masa siempre que se cumplan las condiciones de la modalidad.

La FIGURA 3A y la FIGURA 3B muestran diagramas de flujo del método de fabricación de acuerdo con una modalidad de la presente invención descrita en lo anterior.

Además, la laminación de presión puede realizarse para corregir la forma de la plancha de acero y para realizar una mejora de la ductilidad al mover la introducción de dislocación. La reducción de laminación de la laminación de presión después del tratamiento térmico se encuentra de preferencia en un margen de 0.1 % a 1.5 %. Si la reducción de laminación es menor que 0.1 %, el efecto de la misma es poco y el control es difícil también, y por lo tanto esto se establece como el límite inferior. Si la reducción de laminación excede 1.5 %, la productividad disminuye significativamente y por lo tanto ésta se establece como el límite superior. La presión puede realizarse en línea o fuera de línea. Además, la presión con la reducción de laminación objetivo puede realizarse en un momento o puede realizarse al dividirse varias veces.

El material de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de la presente invención, en principio, se fabrica al realizar los procesos de refinado, aceración, fundición, laminación en caliente y laminación en frío, que son procesos de fabricación de acero típicos, aunque el efecto de la presente invención puede obtenerse incluso con el producto fabricado al omitir una parte o todos los procesos siempre que se cumplan las condiciones de acuerdo con la presente invención.

Ejemplos A continuación, se describirá la presente invención en mayor detalle con los ejemplos.

Las losas que incluyen componentes mostrados en la Tabla 1 se calentaron a 1200°C, la laminación en caliente se realizó bajo las condiciones de laminación en caliente descritas en la Tabla 2-1 a la Tabla 2-4, y después de realizar el enfriamiento con agua con una zona de enfriamiento con agua, se realizó el tratamiento de enrollado a temperaturas mostradas en la Tabla 2-1 a la Tabla 2-4. El espesor de las planchas laminadas en caliente se estableció en un margen de 2 mm a 4.5 mm. Después de decapar las planchas laminadas en caliente, se realizó la laminación en frío a una reducción de laminación en frió predeterminada para establecer el espesor de la plancha después de la laminación en frío a 1.2 mm, y se obtuvieron las planchas laminadas en frío. Después de esto, las planchas laminadas en frió se retuvieron bajo las condiciones de la Tabla 2-1 a la Tabla 2-4 en un margen de temperatura de 550°C a 750°C en el equipo de galvanorrecocido continuo bajo las condiciones mostradas en la Tabla 2-1 a la Tabla 2-4, después de realizar el recocido, el enfriamiento y si es necesario, el recalentamiento, se sumergieron en el baño de galvanización por inmersión en caliente el cual se controló para tener condiciones predeterminadas, y después se enfriaron a temperatura ambiente (25°C) . Una concentración de Al efectiva en el baño de deposición se estableció en un margen de 0.09 % en masa a 0.17 % en masa. Una parte de la plancha de acero se sumergió en el baño de galvanización por inmersión en caliente, después se sometió al tratamiento de aleación bajo las diversas condiciones, y se enfrió a temperatura ambiente. Un peso de revestimiento en ese momento se estableció en aproximadamente 35 g/m2 para ambas superficies. Por último, se realizó la laminación de presión para las planchas de acero obtenidas con una reducción de laminación de 0.4 %.

Las propiedades de la plancha de acero fabricada bajo las condiciones descritas en lo anterior se muestran en la Tabla 3-1 a Tabla 3-4.

En la prueba de tracción, una pieza de prueba JIS No. 5 se recolectó como una muestra de la plancha que tiene un espesor de 1.2 mm en una dirección ortogonal a la dirección de laminación, y la propiedad de tracción se evaluó basada en JIS Z2241: 2011.

La observación de los óxidos en la capa depositada se realizó al realizar la observación de la estructura con la sección transversal de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente. Después de procesar la sección transversal de la capa de la superficie de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente en hojuelas delgadas para contener la capa depositada con el dispositivo de procesamiento de haz de iones enfocado, la observación por FE-TEM y el análisis de composición por espectrometría de rayos X de energía dispersiva (EDX) . La observación se realizó en 5 campos visuales en una amplificación de 10,000 veces a 50,000 veces, y se determinó la composición o la relación de área.

El contenido de Fe y Al en la capa depositada se midió al disolver la capa depositada en una solución acuosa de HC1 al 5 % a la cual se agregó un inhibidor, removiendo los óxidos no disueltos, y después realizando el análisis de emisión de ICP de una solución. Se midieron tres muestras y el valor promedio se estableció en % de Fe de la capa depositada .

La evaluación de la composición o la relación de área de los óxidos pueden realizarse al realizar la observación de la estructura con la sección transversal de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente. Por ejemplo, existe un método para procesar la sección transversal de la plancha de acero en hojuelas delgadas para contener la capa depositada con el dispositivo de procesamiento de haz de iones enfocado (FIB), y después realizar la observación con la microscopía de electrones transmisión-emisión de campo (FE-TEM) y el análisis de composición con espectrometría de rayos X de energía dispersiva (EDX) . Después de fabricar las muestras para la observación con el dispositivo de procesamiento de FIB, se observaron los óxidos con FE-TEM en una amplificación de 50,000 veces. Además, al analizar los óxidos con EDX, los óxidos pudieron identificarse.

Para provocar que los óxidos que contienen uno o más de los óxidos que contienen Si, Mn, o Al independientemente o en combinación entre si se contengan en la capa depositada, después de formar los óxidos de los elementos utilizables en la superficie de la plancha de acero en el proceso de recocido de CGL, es necesario realizar la deposición e introducir los óxidos en la capa depositada.

Después, para evaluar la resistencia de la fractura retardada, se realizó la fabricación de la pieza de prueba por una prueba de flexión en U y una prueba de resistencia a la fractura retardada por la carga electrolítica. La resistencia de la fractura retardada de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente fabricada basada en el método de la presente invención se evaluó basada en el método descrito en el Documento Que No Es Patente 3.

En detalle, después de realizar el corte mecánico de la plancha de acero, la sección transversal se sometió a rectificación mecánica, y la prueba de flexión en U se realizó en 10R. Un medidor de deformación se unió al centro de la pieza de prueba obtenida, y ambos extremos de la pieza de prueba se comprimieron con el perno para aplicar tensión. La tensión aplicada se calculó por la deformación del medidor de deformación monitoreado. Para la tensión de carga, se aplicó la tensión correspondiente a 0.7 de TS, es decir, una tensión de 700 MPa en caso de que la plancha de acero tenga la TS de clase 980 MPa, una tensión de 840 MPa en caso de que la plancha de acero tenga la TS de la clase de 1180 MPa, y una tensión de 925 MPa en caso de que la plancha de acero tenga la TS de la clase de 1320 MPa. Esto es debido a que se considera que la tensión residual introducida al momento de la conformación tiene una relación con la TS de la plancha de acero.

Además, se evaluó la capacidad de expansión de agujeros basada en JFS T1001.

La pieza de prueba de flexión en U obtenida se sumergió en una solución de tiocianato de amonio, la plancha de acero se estableció como un cátodo y un electrodo de platino se estableció como un ánodo, una corriente eléctrica se hizo fluir a una densidad de corriente de 0.1 mA/cm2, y una prueba de carga electrolítica se realizó durante 2 horas. El hidrógeno generado en la prueba de carga electrolítica pudo ingresar a la plancha de acero para provocar fractura retardada. Después de la prueba de carga electrolítica, la pieza de prueba se tomó de la solución y la parte central de la pieza de flexión en U se observó visualmente para inspeccionar la presencia y ausencia de grietas. Sin embargo, la capa depositada puede agrietarse al momento de la prueba de flexión en U, y cuando se observa la superficie después de la prueba de carga electrolítica, las grietas de la misma pueden determinarse incorrectamente como las grietas generadas por la fractura retardada. En la presente, después de la prueba de fractura retardada, la plancha depositada se disolvió en la solución acuosa de HC1 al 5 % a la cual se agregó un inhibidor, y se observaron la presencia y ausencia de la grietas en la superficie de la plancha de acero. Puesto que se aplica mayor tensión a una parte procesada de flexión, si se generan grietas, es rápido el procedimiento de la misma. Por consiguiente, en los ejemplos, en un caso en donde se presentaron las grietas, todas las grietas se volvieron grietas de gran abertura, y la presencia y ausencia de la grietas pudo determinarse fácil y visualmente. En los ejemplos, al utilizar un vidrio de aumento o un estéreomicroscopio, las piezas de prueba se observaron cuidadosamente, la presencia y ausencia de grietas se confirmó de nuevo, y se confirmó que no existieron grietas finas si no existieron grietas con abertura.

En los resultados de la prueba de fractura retardada mostrados en la Tabla 3-1 a la Tabla 3-4, "BUENO" indica que no se generaron grietas en la porción extrema y "MALO" indica grietas generadas en la porción extrema.

Las propiedades de deposición se evaluaron como sigue : BUENO: sin parte deslaminada MALO: se observó parte deslaminada Se evaluó la resistencia a la pulverización al determinar si ocurrió o no la pulverización, cuando se realizó presión.

BUENO: no ocurrió pulverización MALO: ocurrió pulverización.

En un ejemplo que incluye la parte deslaminada, no se obtuvo la adhesión suficiente de la capa depositada.

La resistencia a la tracción medida, la resistencia a la fractura retardada, las propiedades de deposición y el % de Fe en la capa depositada se muestran en la Tabla 3-1 a la Tabla 3-4. Se encuentra que todas las planchas de acero de la presente invención tienen alta resistencia igual a o mayor que 980 MPa y tienen excelente resistencia a la fractura retardada y las propiedades de deposición (resistencia a la deslaminación y a la pulverización) .

Por otro lado, en los ejemplos en los cuales cualquiera de las condiciones se encuentra fuera del margen de la presente invención, se degrada al menos una de la resistencia a la tracción, la resistencia a la fractura retardada y las propiedades de deposición (resistencia a la deslaminación y sin pulverización) .

En un ejemplo en el cual la reducción de laminación en frío se estableció igual a o mayor que 90 %, la plancha se rompió en la mitad del proceso y la plancha no pudo pasar. Además, en un ejemplo en el cual la reducción de laminación en frió se estableció a menos de 30 %, la forma de la plancha no fue estable, ocurrieron dificultades al momento de pasar la plancha, y por lo tanto se detuvo el paso de la plancha. Puesto que ambas planchas de acero no pudieron evaluarse, los resultados de las mismas no se muestran en las Tablas.

El resto de los componentes de la Tabla 1 indica Fe e impurezas inevitables y "-" indica "no detectado". Los valores subrayados en las Tablas indican valores fuera del margen de la presente invención. "*1", "*2", "*3" y "*3" en las Tablas 2 y 3 son como la descripción en la porción inferior de la Tabla 3-1. Además, GI en las Tablas indica la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente que incluye la placa galvanizada por inmersión en caliente, y GA indica la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente que incluye la capa galvanorrecocida, es decir, la plancha de acero galvanorrecocido .

TABLA 1 (1/2) COMPONENTE QUIMICO (% en masa) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 1 (2/2) COMPONENTE QUÍMICO (% en masa) LOS ALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 2-1 (1/2) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 2-1 (2/2) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 2-2 (1/2) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 2-2 (2/2) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCIÓN TABLA 2-3 (1/2) TABLA 2-3 (2/2) TABLA 2-4 (1/2) TABLA 2-4 (2/2) TABLA 3-1 (1/2) TABLA 3-1 (2/2) LOS VALORES SUBRAYADOS INDICAN VALORES FUERA DEL MARGEN DE LA PRESENTE INVENCION F: FERRITA, B: BAINITA, R: AUSTENITA RESIDUAL, M: MARTENSITA, P: PERLITA SE8 WA^(^^E^mESTOUCTURA C0NTIENE FERRITA Y CAREHJROS, LOS CARBUROS *!¡ lfÍ?^2 E EL RE-CALENTAMIENTO NO SE REALIZÓ PUESTO QUE UNA TEMPERATURA DE PLANCHA ES MAYOR QUE 350X. *3: INDICA QUE EL TRATAMIENTO DE ALEACIÓN NO SE REALIZA. '.ÍL^S!?»0^^^^*0101^ EN F |° N0 PODRIA REALIZARSE PUESTO QUE UNA TEMPERATURA DE =¾??¾¾?£_£:^? W RESISTENCIA DE UNA PLANCHA LAMINADA EN CALIENTE ES EXCESIVAMENTE GRANDE TABLA 3-1 (212) TABLA 3-3 (1/2) TABLA 3-3 (2/2) TABLA 3-4 (1/2) TABLA 3-4 (2/2) Aplicabilidad Industrial La presente invención proporciona una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia la cual es adecuada para un miembro estructural, un miembro de refuerzo y un miembro de suspensión para un vehículo, tiene la resistencia a la tracción igual o mayor que 980 MPa, y tiene excelente resistencia a la fractura retardada, a bajo costo. Por consiguiente, la gran contribución a la reducción de peso del automóvil puede esperarse y el efecto industrial es extremadamente alto.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente caracterizada porque comprende: una plancha de acero; y una capa depositada en una superficie de la plancha de acero, en donde la plancha de acero contiene, en % en masa, C: igual a o mayor que 0.05 % y menos de 0.40 %, Si: 0.5 % a 3.0 %, Mn: 1.5 % a 3.0 %, 0: limitado a 0.006 % o menos, P: limitado a 0.04 % o menos, S: limitado a 0.01 % o menos, Al: limitado a 2.0 % o menos, N: limitado a 0.01 % o menos, y el resto incluye Fe e impurezas inevitables, en donde una microestructura de la plancha de acero contiene, por fracción en volumen, igual a o mayor que 20 % e igual a o menor que 99 % en total de una o dos de una martensita y una bainita, y una estructura residual que incluye una ferrita y uno o dos de una austenita residual de menos de 8 % por fracción en volumen, y una perlita igual a o menor que 10 % por fracción en volumen, en donde una resistencia a la tracción de la plancha de acero es igual a o mayor que 980 MPa, en donde la capa depositada es una capa galvanizada por inmersión en caliente que contiene óxidos que incluyen uno o dos o más de Si, n y Al, contiene igual a o menor que 15 % en masa de Fe, y el resto incluye Zn, Al e impurezas inevitables, y en donde, cuando una sección transversal que incluye la plancha de acero y la capa galvanizada por inmersión en caliente se ve en una dirección de espesor de plancha, una relación de área proyectada, la cual es una relación de área obtenida al dividir una longitud de los óxidos proyectados en una interconexión entre la capa galvanizada por inmersión en caliente y la plancha de acero por una longitud de la interconexión entre la capa galvanizada por inmersión en caliente y la plancha de acero, es igual a o mayor que 10 % e igual a o menor que 90 %.

2. Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente caracterizada porque comprende: una plancha de acero; y una capa depositada en una superficie de la plancha de acero, en donde la plancha de acero contiene, en % en masa, C: igual a o mayor que 0.05 % y menor que 0.40 %, Si: 0.5 % a 3.0 %, Mn: 1.5 % a 3.0 %, O: limitado a 0.006 % o menos, P: limitado a 0.04 % o menos, S: limitado a 0.01 % o menos, Al: limitado a 2.0 % o menos, N: limitado a 0.01 % o menos, y el resto incluye Fe e impurezas inevitables, en donde una microestructura de la plancha de acero contiene, por fracción en volumen, igual a o mayor que 20 % e igual a o menor que 99 % en total de una o dos de una martensita y una bainita, y una estructura residual que incluye una ferrita y una o dos de una austenita residual de menos de 8 % por fracción en volumen, y una perlita igual a o menor que 10 % por fracción en volumen, en donde una resistencia a la tracción de la plancha de acero es igual a o mayor que 980 MPa, en donde la capa depositada es una capa galvanorrecocida que contiene óxidos que incluyen uno o dos o más de Si, Mn y Al, contiene igual a o mayor que 7 % en masa, e igual a o menor que 15 % en masa de Fe y el resto incluye Zn, Al e impurezas inevitables, y en donde, cuando una sección transversal que incluye la plancha de acero y la capa galvanorrecocida se ve en una dirección de espesor de plancha, una relación de área proyectada, la cual es una relación de área obtenida al dividir una longitud de los óxidos proyectados en una interconexión entre la capa galvanorrecocida y la plancha de acero por una longitud de la interconexión entre la capa galvanorrecocida y la plancha de acero, es igual a o mayor que 10 % e igual a o menor que 90 %.

3. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la microestructura contiene, por fracción en volumen, 40 % a 80 % de ferrita.

. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la microestructura contiene, por fracción en volumen, más de 60 % de una o dos de martensita y bainita.

5. La plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de tracción de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la plancha de acero además contiene, en % en masa, uno o dos o más de Cr: 0.05 % a 1.0 %, Mo: 0.01 % a 1.0 %, Ni: 0.05 % a 1.0 %, Cu: 0.05 % a 1.0 %, Nb: 0.005 % a 0.3 %, Ti: 0.005 % a 0.3 %, V: 0.005 % a 0.5 %, B: 0.0001 % a 0.01 %, Ca: 0.0005 % a 0.04 %, Mg: 0.0005 % a 0.04 %, y REM: 0.0005 % a 0.04 %.

6. Un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente, el método caracterizado porque comprende: fundir una plancha fundida que incluye componentes químicos de conformidad con la reivindicación 1 para obtener un acero; calentar el acero a un primer margen de temperatura de 1100°C a menos de 1300°C, directamente o después de enfriar una vez; completar una laminación en caliente del acero a una temperatura igual a o mayor que un punto de transformación de Ar3; enrollar el acero en un segundo margen de temperatura de 300°C a 700°C; decapar el acero; realizar la laminación en frío del acero con una reducción de laminación cumulativa de 40 % a 80 % utilizando un laminador en frió que incluye un rodillo de trabajo que tiene un diámetro de rodillo de 200 m a 1400 mm; retener el acero en un tercer margen de temperatura de 550°C a 750°C durante 20 segundos a 2000 segundos durante el calentamiento del acero a una temperatura de recocido, cuando el acero pase a través de una linea de galvanización continua; mantener el acero en un cuarto margen de temperatura de 750°C a 900°C durante 10 segundos a 1000 segundos, en una atmósfera de N2 en la cual una concentración de H2 es igual a o menor que 20 % y un punto de condensación es igual a o mayor que 20°C, mientras que se realiza un recocido; realizar un primer enfriamiento para enfriar el acero a un quinto margen de temperatura de 500°C a 750°C en un índice de enfriamiento promedio de l°C/segundo a 200°C/segundo; realizar un segundo enfriamiento para enfriar el acero a un sexto margen de temperatura entre una temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C y una temperatura la cual es mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C, en un índice de enfriamiento promedio el cual es de l°C/segundo a 200 °C/segundo y es más rápido que el índice de enfriamiento promedio del primer enfriamiento; galvanizar el acero al sumergir el acero en un baño de galvanización por inmersión en caliente que fluye a una velocidad de flujo de 10 m/min a 50 m/min después de establecer una temperatura de plancha de inmersión del baño de deposición la cual es una temperatura cuando se sumerge el acero en el baño de galvanización por inmersión en caliente, como el sexto margen de temperatura; y enfriar el acero a una temperatura igual a o menor que 40°C.

7. Un método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente, el método caracterizado porque comprende: fundir el acero fundido que incluye componentes químicos de conformidad con la reivindicación 2 para obtener un acero; calentar el acero a un séptimo margen de temperatura de 1100 °C a menos de 1300 °C, directamente o después de enfriar una vez; completar una laminación en caliente del acero a una temperatura igual a o mayor que un punto de transformación de Ar3; enrollar el acero en un octavo margen de temperatura de 300°C a 700°C; decapar el acero; realizar la laminación en frío del acero con una reducción de laminación cumulativa de 40 % a 80 % utilizando un laminador en frío que incluye un rodillo de trabajo que tiene un diámetro de rodillo de 200 mm a 1400 mm; retener el acero en un noveno margen de temperatura de 550°C a 750°C durante 20 segundos a 2000 segundos durante el calentamiento del acero a una temperatura de recocido, cuando el acero pase a través de una línea de galvanización continua; mantener el acero en un décimo margen de temperatura de 750°C a 900°C durante 10 segundos a 1000 segundos, en una atmósfera de N2 en la cual una concentración de H2 es igual a o menor que 20 % y un punto de condensación es igual a o mayor que 20°C, mientras que se realiza un recocido; realizar un tercer enfriamiento para enfriar el acero a un undécimo margen de temperatura de 500°C a 750°C en un margen de índice de enfriamiento promedio igual a o mayor que l°C/segundo y 200 °C/segundo; realizar un cuarto enfriamiento para enfriar el acero a un duodécimo margen de temperatura de 500 °C a 25 °C, con un índice de enfriamiento promedio el cual es l°C/segundo a 200°C/segundo y es más rápido que el índice de enfriamiento promedio del tercer enfriamiento; calentar el acero nuevamente a un décimo tercer margen de temperatura de 350°C a 500°C, en un caso en donde la temperatura de detención de enfriamiento del cuarto enfriamiento es menor que 350°C; retener el acero en el décimo tercer margen de temperatura; galvanizar el acero al sumergir el acero en un baño de galvanización por inmersión en caliente que fluye a una velocidad de flujo de 10 m/min a 50 m/min después de establecer una temperatura de plancha de inmersión de baño de deposición la cual es una temperatura cuando se sumerge el acero en el baño de galvanización por inmersión en caliente, como un décimo cuarto margen de temperatura entre una temperatura la cual es menor que una temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 40°C y una temperatura que es mayor que la temperatura de baño de galvanización por inmersión en caliente por 50°C; realizar un tratamiento de aleación en el acero en un décimo quinto margen de temperatura igual a o menor que 600°C; y enfriar el acero a una temperatura igual a o menor que 40°C.

8. El método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 6 ó 7, caracterizado porque el recocido se realiza a una temperatura menor de 840°C.

9. El método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 6 ó 7, caracterizado porque el recocido se realiza a una temperatura igual a o mayor que 840°C.

10. El método de fabricación de una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 6 ó 7, caracterizado porque el acero fundido además contiene, en % en masa, uno o dos o más de Cr: 0.05 % a 1.0 %, Mo: 0.01 % a 1.0 %, Ni: 0.05 % a 1.0 %, Cu: 0.05 % a 1.0 %, Nb: 0.005 % a 0.3 %, Ti: 0.005 % a 0.3 %, V: 0.005 % a 0.5 %, B: 0.0001 % a 0.01 %, Ca: 0.0005 % a 0.04 %, Mg: 0.0005 % a 0.04 %, y REM: 0.0005 % a 0.04 %. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Esta plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente comprende una plancha de acero y una capa de depósito formada en la superficie de la plancha de acero, en donde la plancha de acero tiene una microestructura que contiene 20-99 % en volumen de martensita y/o bainita, con una estructura restante que comprende ferrita y menos de 8 % en volumen de la austenita retenida y/o hasta 10 % en volumen de perlita, la plancha de acero tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, y la capa de depósito es una capa de depósito formada por galvanización por inmersión en caliente la cual contiene un óxido que contiene uno o más de Si, Mn y Al y además contiene hasta 15 % en masa de Fe, con el resto que comprende Zn, Al e impurezas incidentales. Cuando se examina una sección transversal de dirección del espesor de la plancha que incluye la plancha de acero y la capa de depósito formada por la galvanización por inmersión en caliente, la proporción del área proyectada es de 10-90 %. CAPA DEPOSITADA