MX2014003718A

MX2014003718A - Lamina de acero galvanizado y recocido, de alta resistencia, de alta capacidad de templado por coccion, lamina de acero galvanizado y recocido, aleada, de alta resistencia y metodo para manufacturar la misma.

Info

Publication number: MX2014003718A
Application number: MX2014003718A
Authority: MX
Inventors: Takuya Kuwayama; Takeshi Yasui; Hiroyuki Kawata; Naoki Maruyama; Akinobu Minami; Akinobu Murasato; Hiroyuki Ban; Kaoru Hiramatsu
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-07-14
Also published as: ES2725803T3; WO2013047821A1; CA2850340A1; PL2762582T3; EP2762582B1; BR112014007498A2; JPWO2013047821A1; TW201329251A; US20140234660A1; RU2014117645A; CA2850340C; US9162422B2; KR20140052072A; ZA201402352B; CN103842541A; BR112014007498B1; JP5413539B2; TWI507538B; CN103842541B; KR101614230B1

Abstract

La presente invención se refiere a un acero que contiene C, Si, Mn, P, S, A1, N y O cada uno, un resto de los cuales se forma de Fe e impurezas inevitables. En un rango entre un espesor de 1/8 alrededor de un espesor de placa de 1/4 desde una superficie de una lámina de acero de material base a un espesor de 3/8 alrededor del espesor de placa de 1/4 desde la superficie, una formación del material base contiene un aspecto de austenita residual con una fracción en volumen de 3% o mayor, una fase de ferrita del 50% o inferior, y un aspecto duro de 40% o mayor. Una densidad de dislocación promedio es 5 x 1013/m2 o mayor, y la cantidad de C en solución contenida en el aspecto de austenita residual es desde 0.70% en peso hasta 1.00% en peso. Una proporción de resistencia aleatoria de un rayo X de un hierro FCC de una estructura agregada del aspecto de austenita residual es 3.0 o menor. Una proporción de un diámetro de partícula con respecto a una dirección de laminado del aspecto de austenita residual a un diámetro de partícula con respecto a una dirección de anchura de placa es desde 0.75 a 1.33. Una capa galvanizada y recocida se forma en una superficie del material base. El espesor de la placa es desde 0.6 mm a 5.0 mm.

Description

LÁMINA DE ACERO GALVANIZADO Y RECOCIDO, DE ALTA RESISTENCIA, DE ALTA CAPACIDAD DE TEMPLADO POR COCCIÓN, LÁMINA DE ACERO GALVANIZADO Y RECOCIDO, ALEADA, DE ALTA RESISTENCIA Y MÉTODO PARA MANUFACTURAR LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia, una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, excelente en capacidad de templado por cocción, y un método de fabricación de la misma.

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN En años recientes, se ha elevado el requerimiento de alta resistencia para una lámina de acero utilizada en un vehículo, etc., y una lámina de acero de alta resistencia cuya tensión a la tracción máxima es de 900 Pa o más se va a llegar a utilizar. Por otro lado, se requiere mostrar una excelente capacidad de moldeado de conformación en un tiempo de trabajo de conformación tal como trabajo de prensado. Sin embargo, la mejora en la resistencia fácilmente incurre en el deterioro en la capacidad de moldeado de conformación, y es difícil de cumplir ambos requerimientos.

De acuerdo con esto, en años recientes, se ha desarrollado una lámina de acero que utiliza capacidad de templado por cocción (capacidad BH) mediante un proceso de recubrimiento/cocción (proceso de templado por cocción) después del trabajo de conformación de modo tal que sea posible una capacidad de conformado tal como la ductilidad y expansibilidad de orificios y alta resistencia.

Aqui, el templado por cocción es un fenómeno en el cual el C (solución C sólida) y N (solución N sólida) que quedan en una lámina de acero en un estado de solución sólida se propagan a dislocaciones o rupturas durante un proceso de cocción (normalmente se calienta hasta aproximadamente 170 °C, luego se mantiene durante varias docenas de minutos) después del revestimiento, las dislocaciones se fijan, y por consiguiente, se incrementa el limite de deformación. La cantidad incrementada de limite de deformación es una cantidad de templado por cocción revestido (cantidad BH) , y la cantidad BH generalmente es conocida por incrementarse al incrementar una cantidad de solución C sólida o una cantidad de solución N sólida .

En la Literatura de Patente 1, se describe una lámina de acero laminada en frió en la cual una estructura rígida constituida de bainita y martensita es una estructura principal de la misma, y una alta cantidad de templado por cocción se garantiza limitando una fracción de ferrita en 5% o menos .

Además, en la Literatura de Patente 2, se describe una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia en la cual la bainita es una estructura principal de la misma, una proporción de dureza entre la bainita y ferrita se reduce, y la dispersión de dureza en cada estructura se reduce para mejorar asi la capacidad de templado por cocción, la ductilidad, y la expansibilidad o capacidad de distensión de orificios.

Además, en la Literatura de Patente 3, se describe un método en el cual se hace una lámina de acero que contiene martensita templada y/o bainita templada obtenidas realizando el recocido de una lámina de acero laminada en caliente sin realizar laminación en frió, o realizando el recocido dos veces después de la laminación en frió para mejorar asi la capacidad de moldeo y la capacidad de templado por cocción.

Además, en cada una de las Literaturas de Patente 4, 5 y 6, se describe una técnica que mejora la capacidad de templado por cocción agregando bastante N.

LISTA DE REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS LITERATURA DE PATENTE Literatura de Patente 1: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2008-144233 Literatura de Patente 2: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2004-263270 Literatura de Patente 3: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2003-277884 Literatura de Patente 4: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2005-023348 Literatura de Patente 5: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2003-049242 Literatura de Patente 6: Publicación de Patente Abierta Japonesa No. 2001-247946 BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO Sin embargo, en las Literaturas de Patente 1 y 2, se menciona la cantidad de templado por cocción, aunque no se menciona la anisotropia de la capacidad de templado por cocción, y es extremadamente inestable si es posible o no garantizar de manera estable una cantidad deseada de templado por cocción.

Además, en el método de la Literatura de Patente 3, no se realiza la laminación en frió, y por lo tanto, existe un problema en el cual la exactitud del espesor de la lámina de la lámina de acero se deteriora. Además, aun cuando se realice la laminación en frió, se realiza la etapa de recocido después de la laminación en frío dos veces, y existe un problema en el cual se incrementa el costo de fabricación.

Además, en las Literaturas de Patente 4, 5 y 6, es necesario agregar bastante N para garantizar la cantidad de templado por cocción, y existe la posibilidad en la cual se deteriore la soldabilidad .

La presente invención se hace en consideración de las circunstancias que se establecen anteriormente, y un objetivo de la misma es proporcionar una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia, una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia que garantice la alta resistencia de una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más, excelente ductilidad, y excelente en capacidad de templado por cocción, y un método de fabricación de la misma.

SOLUCIÓN AL PROBLEMA Los presentes inventores estudiaron arduamente para resolver los problemas establecidos anteriormente. Como resultado, encontraron que es posible obtener una lámina de acero cuya cantidad de templado por cocción sea mayor y que tenga capacidad de templado por cocción isotrópica al mismo tiempo que se garantiza una alta resistencia de máxima resistencia a la tracción de 900 MPa o más, y excelente ductilidad al incrementar una densidad de dislocación promedio en la lámina de acero, anisotropia de debilitamiento de la textura de austenita, y facilitar una estructura anisotrópica .

La breve descripción de la presente invención con el propósito de resolver los problemas establecidos anteriormente es como sigue. [1] Una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción, incluye una lámina de acero base que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.400%, Si: 0.01 a 2.00%, Mn: 0.80 a 3.50%, P: 0.0001 a 0.100%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.001 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, O: 0.0001 a 0.0100% cada uno, con el resto constituido de Fe e impurezas inevitables, en donde una estructura de la lámina de acero base contiene, en fracción de volumen, 3% o más de una fase de austenita residual, 50% o menos de una fase de ferrita, y 40% o más de una fase dura, en un rango de 1/8 de espesor de alrededor de un 1/4 de espesor de placa de una superficie a 3/8 de espesor de alrededor de 1/4 de espesor de placa desde la superficie en la lámina de acero base, una densidad de dislocación promedio es de 5 x 1013/m2 o más, una cantidad de solución C sólida contenida en la fase de austenita residual está en % en masa de 0.70 a 1.00%, una proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro FCC en una textura de la fase de austenita residual es de 3.0 o menos, una proporción entre un diámetro del grano en relación a la dirección de laminación y un diámetro del grano en relación a una dirección del ancho de la lámina de la fase de austenita residual es de 0.75 a 1.33, además, una capa galvanizada por inmersión en caliente se forma en la superficie de la lámina de acero base y el espesor de la lámina se vuelve de 0.6 a 5.0 mm. [2] La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo a [1] , en donde la fase dura está constituida de una fase de ferrita bainítica y/o una fase de bainita, una fase de martensita templada, y una fase de martensita recién hecha. [3] La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [1], en donde los óxidos se dispersan finamente, y se forma una capa descarburada cuyo espesor es de 0.01 µp? a 10.0 µp? en una porción de la capa superficial de la lámina de acero base, y un diámetro del grano promedio de los óxidos es de 500 nm o menos, y una densidad promedio es de 1.0 x 1012 óxidos/m2 o más. [4] La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [1], contiene además, en % en masa, un tipo o dos tipos o más de entre Ti: 0.001 a 0.150%, Nb: 0.001 a 0.100%, V: 0.001 a 0.300%. [5] La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [1], contiene además, en % en masa, un tipo o dos tipos o más de entre Mo: 0.01 a 2.00%, W: 0.01 a 2.00%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, Cu: 0.01 a 2.00%, B: 0.0001 a 0.0100%. [6] La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [1], que contiene además, en % en masa, un tipo o dos tipos o más de entre Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM de 0.0001 a 0.0100% como un total. [7] Una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción, en donde se realiza un tratamiento de aleación en la capa galvanizada por inmersión en caliente formada en una superficie de la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo a [1]. [8] Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción, que incluye: una etapa de laminación en caliente para calentar una losa que tiene un componente químico que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.400%, Si: 0.01 a 2.00%, Mn: 0.80 a 3.50%, P: 0.0001 a 0.100%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.001 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, 0: 0.0001 a 0.0100% cada una, con el resto constituido de Fe e impurezas inevitables a 1180°C o más, comenzando una laminación en caliente que se realiza mediante pasadas plurales, realizando la laminación en caliente en la cual una relación entre una temperatura "T" de una lámina de acero laminada en caliente dentro de un rango de 1050°C a una temperatura de completamiento del laminado, un espesor de lámina "h", y un tiempo transcurrido "t" entre cada pasada cubre la siguiente expresión (1), y completando el laminado en un rango de temperatura de 880°C o más; una primera etapa de enfriamiento para iniciar el enfriamiento después de un tiempo transcurrido después del completamiento de la laminación en caliente hasta el inicio del enfriamiento se establece que sea de 1.0 segundos o más, y suspendiendo el enfriamiento a 450°C o más; una etapa de laminación en frió para establecer que un tiempo transcurrido después del primer enfriamiento hasta 400°C sea de 1.0 horas o más, y después de esto, se realiza una laminación en frió mientras se establece que la proporción de reducción total sea de 30 a 75%; una etapa de recocido continúo para recocerse a una temperatura de calentamiento máxima de (AC3 - 50) °C o más; y una etapa de revestimiento para formar una capa galvanizada por inmersión en caliente en una superficie de la lámina de acero sumergiendo la lámina de acero en un baño de galvanización después de la etapa de recocido continuo.

[Expresión Numérica 1] ¦ ¦ · ( 1 ) Aqui, en la expresión (1), "N" representa un número total de pasadas desde el inicio hasta el completamiento de la laminación en caliente, "i" representa un orden de pasadas, "Ti" representa una temperatura de laminación (°C) en la pasada i-ésima, "u" representa un espesor de lámina (mm) después del procesamiento de la pasada i-ésima, "ti" representa un tiempo transcurrido desde la pasada i-ésima hasta la siguiente pasada. Se debe observar que cuando i = 1, h0 = un espesor de losa. Además, un tiempo transcurrido desde una pasada final hasta la siguiente pasada es un tiempo transcurrido desde la pasada final hasta el tiempo de inicio del enfriamiento después del completamiento de la laminación en caliente. [9] El método de fabricación de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [8], en donde en la etapa de revestimiento, se generan óxidos en una porción de la capa superficial de la lámina de acero en una zona de pre-calentamiento en donde un índice de aire que es una proporción entre un volumen de aire contenido en gas mezclado en un volumen de unidad en el gas mezclado de aire y gas combustible utilizados para calentamiento y un volumen de aire teóricamente requeridos para permitir la combustión completa del gas combustible contenido en el gas mezclado en una unidad de volumen de se establece de 0.7 a 1.2, subsecuentemente los óxidos se reducen en una zona de reducción donde se establece que una proporción de presión parcial ( P (H20) /P (H2) ) entre H20 y H2 sea de 0.0001 a 2.0, y después de esto, la lámina de acero se sumerge en el baño de galvanización bajo una condición en la cual la temperatura del baño de revestimiento es de 450 a 470°C, la temperatura de la lámina de acero al momento de entrar en el baño de revestimiento es de 430 a 490°C, una cantidad de Al efectiva en el baño de revestimiento es de 0.01 a 0.18% en masa, para formar asi la capa galvanizada por inmersión en caliente en la superficie de la lámina de acero. [10] El método de fabricación de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [8], incluye además: una etapa de laminación templada para realizar una laminación de la lámina de acero con una proporción de reducción del 5.00% o menos después de la etapa de revestimiento. [11] Un método de fabricación de una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, excelente en capacidad de templado por cocción, que incluye: alear la capa galvanizada por inmersión en caliente después de que la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia se fabrica mediante el método de fabricación de acuerdo a [8] . [12] El método de fabricación de la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, excelente en capacidad de templado por cocción de acuerdo a [11], que incluye además: una etapa de laminación templada para realizar una laminación en la lámina de acero con una proporción de reducción menor al 10% después de que se alea la capa galvanizada por inmersión en caliente.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN Es posible que una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia, una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, de acuerdo a la presente invención adhiera el C a mucha dislocación e incremente una cantidad de C en una lámina de acero debido que se suministra suficiente densidad de dislocación promedio definiendo una microestructura de la lámina de acero en una fracción predeterminada. Como resultado, es posible aumentar la cantidad de templado por cocción. Además, es posible volver inestable a la austenita residual reduciendo la cantidad de solución C sólida en la austenita residual y transformar fácilmente la austenita residual en martensita mediante un trabajo de moldeado, etc. Como resultado, es posible aumentar la cantidad de templado por cocción. Además, la austenita residual se transforma en martensita extremadamente dura como se establece anteriormente, y por lo tanto, se introduce la dislocación móvil en una periferia de una estructura de martensita, y por lo tanto, es posible garantizar una cantidad adicional de templado por cocción.

Además, es posible permitir una estructura austenita residual isotrópica reduciendo una proporción de intensidad aleatoria de rayos X del hierro FCC de la textura de la austenita residual. De acuerdo con esto, es posible hacer que la misma se transforme en la martensita isotrópica mediante un procesamiento tal como el subsecuente trabajo de moldeado, y por lo tanto, es posible obtener la capacidad de templado por cocción isotrópica. Además, se define un patrón de granos de cristal de la austenita residual, y por lo tanto, una proporción de transformación en martensita dependiendo de la dirección del procesamiento es capaz de volverse establemente constante, y la capacidad de templado por cocción obtenida mediante la transformación de la martensita se puede volver isotrópica .

Como se establece anteriormente, es posible que la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia y la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, de acuerdo a la presente invención para garantizar suficiente cantidad de templado por cocción, y obtener la capacidad de templado por cocción isotrópica. Es posible por lo tanto mejorar enormemente la capacidad de templado por cocción además de la mejora en la resistencia y la ductilidad.

Además, la lámina de acero de acuerdo a la presente invención es capaz de suministrar la capacidad de templado por cocción isotrópica, y por lo tanto, es posible diseñar sin limitación una dirección de uso de la lámina de acero de acuerdo a la presente invención cuando se aplica a un miembro etc .

Además, en el método de fabricación de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia y la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, de acuerdo a la presente invención, es posible permitir la microestructura deseada que tenga suficiente densidad de dislocación, y suprimir el desarrollo de la textura de la austenita para debilitar la anisotropia de la estructura de la austenita definiendo las condiciones de la etapa de laminación en caliente y la subsecuente laminación en frió. De acuerdo con esto, es posible volver a la estructura de martensita transformada por el subsecuente procesamiento, isotrópica para mejorar la capacidad de templado por cocción. Además, en la etapa de revestimiento, antes y después de la inmersión de la lámina de acero en el baño de revestimiento, la lámina de acero se mantiene en un rango de temperatura de 300 a 470 °C durante un tiempo predeterminado para acelerar la transformación de la bainita. Por lo tanto es posible controlar la cantidad de solución C sólida en la austenita residual obtenida en la etapa de recocido, y para volver inestable a la austenita residual. Como resultado, la austenita residual se transforma fácilmente en martensita en el procesamiento que es una etapa subsecuente para incrementar la cantidad de templado por cocción.

DESCRIPCIÓN DE LAS MODALIDADES A partir de aqui, una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia, una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, excelente en capacidad de templado por cocción, y un método de fabricación de las mismas de acuerdo a la presente invención se describen a detalle. <Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia> La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo a , la presente invención se caracteriza en que una lámina de acero base contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.400%, Si: 0.01 a 2.00%, Mn: 0.80 a 3.50%, P: 0.0001 a 0.100%, S: 0.001 a 0.0100%, Al: 0.001 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, O: 0.0001 a 0.0100%, con el resto constituido de Fe e impurezas inevitables, una estructura de la lámina de acero base contiene, en fracción de volumen, 3% o más de una fase de austenita residual, 50% o menos de una fase de ferrita, y 40% o más de una fase dura, en un rango de 1/8 de espesor a alrededor de un 1/4 de espesor de la placa desde una superficie hasta 3/8 de espesor alrededor de 1/4 de espesor de la lámina desde la superficie en la lámina de acero base, una densidad de dislocación promedio es de 5 x 1013/m2 o más, una cantidad de solución C sólida contenida en la fase de austenita residual está en % en masa de 0.70 a 1.00%, una proporción de intensidad aleatoria de rayos X del hierro FCC de una textura de la fase de austenita residual es de 3.0 o menos, una proporción entre un diámetro de grano en relación a la dirección de laminación y un diámetro del grano en relación a una dirección del ancho de la lámina de la fase de austenita residual es de 0.75 a 1.33, además, una capa galvanizada por inmersión en caliente se forma en la superficie de la lámina de acero base y el espesor de la lámina es de 0.6 a 5.0 mm.

A partir de aquí, se describen las razones de limitación de una estructura de la lámina de acero y un componente químico (composición) de la presente invención. Se debe observar que la anotación del "%" representa % en masa a menos que se especifique de otro modo.

(Espesor de la Lámina) Un espesor de lámina de una lámina de acero que se aplica es de 0.6 a 5.0 mm. Cuando es menor a 0.6 mm, no es adecuado debido a que es difícil de mantener la forma plana de la lámina de acero, y cuando excede 5.0 mm, no se puede obtener una microestructura predeterminada debido a que se vuelve difícil enfriar uniformemente el interior de la lámina de acero.

(Microestructura ) La microestructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente invención tiene un componente químico predeterminado, y contiene, en fracción de volumen, 3% o más de una fase de austenita residual (a partir de aquí, referida como austenita residual) , 50% o menos de una fase de ferrita (a partir de aquí, referida como ferrita) , y 40% o más de una fase dura, en un rango de 1/8 de espesor alrededor de un 1/4 de espesor de lámina desde una superficie hasta 3/8 de espesor alrededor de 1/4 de espesor de la lámina desde la superficie en la lámina de acero.

"Ferrita" La ferrita es una estructura cuyo limite de elasticidad es bajo y tiene una excelente propiedad de endurecimiento mecánico. De acuerdo con esto, cuando la fracción de ferrita se incrementa excesivamente, la resistencia antes de un proceso de templado por cocción se incrementa y el limite de elasticidad después del proceso de templado por cocción disminuye, y por lo tanto, la capacidad de templado por cocción se deteriora enormemente. Por lo tanto, se establece que la fracción de ferrita en la lámina de acero sea de 50% o menos. La fracción de ferrita preferiblemente es de 45% o menos, y más preferiblemente de 40% o menos para incrementar aún más la capacidad de templado por cocción. Un limite más bajo de la fracción de ferrita no se define particularmente, y puede ser de "0" (cero) %. Sin embargo, la fracción de ferrita preferiblemente es de 5% o más, y más preferiblemente de 10% o más desde un punto de vista de la ductilidad.

"Austenita Residual" La austenita residual es una estructura que tiene una estructura de cristal FCC (cuadricula Cúbica de Caras Centradas) , que se transforma en martensita dura durante un procesamiento tal como un trabajo de moldeado, y que muestra un gran endurecimiento mecánico. Además, la martensita generada durante el procesamiento incrementa rápidamente el limite de elasticidad de la misma que se templa a una temperatura baja en una proceso de templado por cocción, y por lo tanto, se puede obtener un proceso de templado por cocción, y por lo tanto, se puede obtener una gran cantidad de templado por cocción incrementando la fracción de volumen de la austenita residual. Además, la austenita residual se transforma en martensita, y por lo tanto, se introduce una dislocación móvil en una periferia de la estructura de la martensita, y por lo tanto, se puede obtener además la cantidad de templado por cocción. Desde estos puntos de vista, se establece que la fracción de volumen de la austenita residual sea de 3% o más. Además, la fracción de volumen de la austenita residual preferiblemente es de 5% o más, y más preferiblemente de 7% o más para incrementar la ductilidad junto con la cantidad de templado por cocción.

Por otro lado, es necesario agregar muchos elementos de estabilización de la austenita tales como C y Mn para obtener la austenita residual que excede 30%, y la soldabilidad se deteriora significativamente, y por lo tanto, se establece que la fracción de volumen de la austenita residual sea de 30% o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad, la fracción del volumen de la austenita residual preferiblemente es de 25% o menos, y más preferiblemente de 20% o menos.

Una cantidad del elemento sólido estabilizador de la austenita, disuelto en la austenita residual determina la estabilidad de la austenita residual, y cambia una cantidad de tensión necesaria para la transformación de la austenita residual en martensita dura. De acuerdo con esto, una cantidad del elemento de solución sólida de la austenita residual es controlada para controlar asi el comportamiento de endurecimiento del moldeado, y es posible mejorar enormemente la capacidad de templado por cocción, la ductilidad, y la resistencia a la tracción.

En la presente modalidad, una cantidad de solución sólida de C es el elemento de estabilidad de la austenita es controlada de modo que la austenita residual se vuelva inestable, y es posible transformar fácilmente la austenita residual en martensita con una pequeña cantidad de tensión.

En la presente modalidad, se establece que la cantidad de carbón de la solución sólida en la austenita residual sea de 1.00% o menos debido a que no se puede obtener suficiente capacidad de templado por cocción mediante la austenita residual que es excesivamente estable para su procesamiento. Cuando la cantidad de carbón en la solución sólida en la austenita residual excede 1.00%, la austenita residual se vuelve excesivamente estable, una cantidad de martensita generada por el procesamiento tal como el trabajo de moldeado antes del proceso de templado por cocción se vuelve menor, y no se puede obtener suficiente capacidad de templado por cocción. La cantidad de carbón en la solución sólida en la austenita residual preferiblemente es de 0.96% o menos para transformar eficientemente la austenita residual en martensita. Por otro lado, cuando la cantidad de carbón en la solución sólida en la austenita residual está por debajo de 0.70%, la transformación de la martensita comienza durante un enfriamiento del proceso a la temperatura ambiente después de la etapa de recocido, y no se puede garantizar la fracción de la austenita residual, y por lo tanto, se establece que la cantidad de carbón en la solución sólida sea de 0.70% o más. La cantidad de carbón en la solución sólida preferiblemente es de 0.75% o más, y más preferiblemente de 0.80% o más para obtener una cantidad suficiente de austenita residual.

Aquí, ambos de los siguientes afectan un ajuste del carbón en la solución sólida, donde 1] una reducción de laminación y una temperatura de 1050°C hasta un completamiento de la laminación final se establece que estén dentro de un rango de la expresión (1) descrita más adelante, y 2] como se describe posteriormente, se mantiene de 300 a 470 °C durante 20 a 1000 segundos después del recocido. Particularmente, el ajuste del carbón en la solución sólida no se puede realizar sustancialmente a menos que se cubra el punto tanto 1] como 2] .

Particularmente, cuando la expresión (1) descrita más adelante se cubre, la microestructura de una lámina laminada en caliente se vuelve homogénea y de estructura fina, y las perlitas insulares se dispersan homogénea y finamente. En esta perlita, se segrega n, y por lo tanto, preferencialmente se sustituye en ? residual haciéndola pasar a través de una transformación de fase en la etapa de recocido. El carbón en la solución sólida se concentra efectivamente de acuerdo a la transformación de fase en la etapa de recocido en la austenita homogénea y fina que es una cantidad de carbón apropiada en la solución sólida.

Por otro lado, cuando la expresión (1) está debajo de un rango especificado, la recristalización no se desarrolla, y por lo tanto, se genera perlita gruesa que se extiende en una dirección de laminación. La austenita residual generada pasándola a través de la etapa de recocido se vuelve austenita gruesa extendida. De acuerdo con esto, la concentración del carbón resultante de la transformación de fase es difícil de desarrollarse, y el carbón en la solución sólida no es un rango apropiado. Además, una forma de la austenita residual se vuelve un problema.

Además, cuando la expresión (1) descrita más adelante está por arriba del rango especificado, la recristalización se desarrolla excesivamente, y se genera perlita masiva y gruesa. La austenita residual generada haciéndola pasar a través de la etapa de recocido se vuelve austenita masiva y gruesa. De acuerdo con esto, la concentración de carbón resultante de la transformación de fase es difícil de desarrollar, y el carbón en la solución sólida no es el rango apropiado. Además, la forma de la austenita residual se vuelve un problema.

Se debe observar que es posible encontrar la cantidad de C en la solución sólida (Cy) en la austenita residual realizando una prueba de difracción de rayos X bajo la misma condición que una medición de una fracción de área de la austenita residual, encontrando un constante reticular "a" de la austenita residual, y utilizando la siguiente expresión (2) . Se debe observar que la expresión (2) se describe en el documento "Scripta Metallurgica et Materialia, vol. 24. 1990. p 509-514".

[Expresión Numérica 2] „ (a- 03556) 12.01 , x C =— -X ¦ ? * (2) 0.00095 55. 4 Además, la transformación de la austenita residual en martensita de acuerdo al procesamiento es afectada por la orientación del cristal de la austenita residual. De acuerdo con esto, cuando la orientación de los cristales de la austenita residual se desvía fuertemente, una proporción de transformación en martensita en relación a un grado del procesamiento cambia dependiendo de la dirección del procesamiento, y la cantidad de templado por cocción cambia.

De acuerdo con esto, para obtener la cantidad de templado por cocción isotrópico, es necesario hacer aleatoria la orientación de cristales de la austenita residual de modo que la proporción de transformación en martensita en relación al grado de procesamiento sea constante aun cuando el procesamiento se realice en cualquier dirección.

En cuanto a la desviación de la orientación de los cristales de la austenita residual, es posible evaluar un grado del mismo midiendo una textura del cristal FCC del hierro mediante el método de difracción de rayos X. Específicamente, puede encontrarse una proporción de la intensidad aleatoria de rayos X de una función de distribución de orientación de los cristales (denominada como una Función de Distribución de Orientación, ODF) que representa una textura tridimensional calculada en base a las figuras de polos plurales de entre las figuras de polos {200}, {311}, {220} medidas mediante la difracción de rayos X.

En la presente modalidad, es necesario establecer la proporción de intensidad aleatoria de rayos X del hierro FCC de la textura de la austenita residual a 3.0 o menos para reducir suficientemente la anisotropía de la capacidad de templado por cocción, y para obtener la cantidad de templado por cocción isotrópico. La proporción de intensidad aleatoria más baja, es la más preferible para reducir la anisotropía, y es preferiblemente de 2.5 o menos, y más preferiblemente de 2.0 o menos. Un limite más bajo de la proporción de intensidad aleatoria no se limite particularmente, aunque es extremadamente difícil en la industria establece el mismo a menos de 1.2, y por lo tanto preferiblemente es de 1.2 o más.

Se debe observar que la proporción de intensidad aleatoria de rayos X es un valor numérico en el cual las intensidades de los rayos X de cada una de una muestra estándar que no tiene una integración en una orientación específica y un material muestra se miden bajo la misma condición mediante el método de difracción de rayos X etc., y la intensidad de rayos X obtenida del material de muestra es dividido por la intensidad de los rayos X de la muestra estándar.

La fabricación de las muestras para la difracción de rayos X puede realizarse como se establece más adelante.

Al principio, una lámina de acero se pule hasta una posición predeterminada en una dirección del espesor de la lámina mediante pulido mecánico, pulido químico, etc., se remueve la deformación mediante pulido electrolítico y pulido químico de acuerdo a las necesidades, y al mismo tiempo, se ajusta de modo que la porción de 1/4 de espesor de la lámina se vuelve una superficie de medición. Se debe observar que es difícil establecer con precisión la superficie de medición en la porción de 1/4 de espesor de la lámina, y por lo tanto, la muestra puede fabricarse de modo tal que una superficie dentro de rango de 3% en relación al espesor de la lámina alrededor de la posición objetivo se vuelva la superficie de medición. Además, cuando la medición mediante la difracción de rayos X es difícil, puede realizarse estadísticamente un número suficiente de mediciones mediante un método EBSD.

Además, cuando los granos de cristal de la austenita residual se extienden en una dirección específica en una superficie en paralelo a la superficie de la lámina, la proporción de transformación en martensita cambia dependiendo de la dirección de procesamiento, y por lo tanto, se genera la anisotropía en la cantidad de templado por cocción. Particularmente, se define un patrón de los granos de cristal de la austenita residual, y por lo tanto, es posible debilitar la anisotropía en la cantidad de templado por cocción.

En la presente modalidad, cuando el diámetro del grano promedio del grano de cristal de la austenita residual en relación a una dirección de laminación se establece como d(RD), y un diámetro del grano promedio en relación a una dirección del ancho de la lámina se establece como d(TD), un parámetro "d (RD) /d (TD) " constituido de ambos se limita para ser un rango de 0.75 o más y 1.33 o menos. La "d (RD) /d (TD) " preferiblemente es de 0.80 más y 1.25 o menos, y más preferiblemente 0.85 o más y 1.18 o menos para reducir aún más la anisotropía de la cantidad de templado por cocción.

Se debe observar que el grano del cristal de la austenita residual se evalúa terminando una superficie en paralelo a la superficie de la lámina en 1/4 de espesor en una superficie espejo, utilizando una FE-SEM (Microscopía Electrónica de Barrido con Emisión por Efecto de Campo) , y realizando un análisis de orientación del cristal a alta resolución mediante el método EBSD (Difracción de Electrones por Retro-Dispersión) utilizando la FE-SEM (Microscopía Electrónica de Barrido con Emisión de por Efecto de Campo) . Una etapa de medición se establece como 0.1 µ??, y una región donde cada 10 puntos o más representan un patrón de difracción del agregado de hierro FCC, y una pérdida de orientación entre sí es menor a 10° define como el grano de cristal de la austenita residual. En este caso, la mala orientación del cristal con un segundo punto de medición de proximidad se encuentra en cada punto de medición, un punto cuya mala orientación del cristal es de 10.0° o más que se determina que pertenece a un grano de cristal diferente es ignorado, y se encuentra un valor promedio de las malas orientaciones del cristal con un segundo grupo de puntos de medición de proximidad cuya mala orientación del cristal es de 10.0° o menos que se determina que están dentro del mismo grano de cristal. En lo que respecta al diámetro del grano, cada uno los diámetros del grano en la dirección del laminado y la dirección del ancho de la lámina se miden en 30 a 300 piezas de los granos de cristal de la austenita residual seleccionadas al azar.

"Fase Dura" En la presente modalidad, la fase dura contiene 40% o más además de la ferrita y la austenita residual. Se debe observar que la fase dura, se desea que una fase de ferrita bainitica, y/o una fase de bainita, una fase de martensita templada, y una fase de martensita recién hecha estén contenidas en el complejo. Esta fase dura es una fase genérica de un producto de transformación el cual es más duro que la fase de ferrita.

"Ferrita Bainitica y/o Bainita" La ferrita bainita y/o la bainita es una estructura necesaria para obtener eficientemente la austenita residual, y preferiblemente está contenida en la estructura de la lámina de acero de 10 a 80% en la fracción de volumen. Además, la ferrita bainitica y/o la bainita es una microestructura que tiene una intensidad intermedia entre ferrita blanda y martensita dura, la martensita templada y la austenita residual, y preferiblemente contiene 15% o más, más preferiblemente contiene 20% o más desde un punto de vista de la capacidad de empalme elástico. Por otro lado, cuando la fracción de volumen de la ferrita bainitica y/o bainita excede 80%, no es preferible debido a que es preocupante que el limite elástico se incremente excesivamente y la ductilidad se deteriora. Desde un punto de vista la ductilidad, la fracción de volumen de la ferrita bainitica y/o la bainita preferiblemente es de 70% o menos, y más preferiblemente de 60% o menos.

"Martensita Templada o Revenida" La martensita templada es una estructura que mejora enormemente la resistencia a la tracción, y puede estar contenida en la estructura de la lámina de acero al 50% o menos en fracción de volumen. Desde un punto de vista de la resistencia a la tracción, la fracción de volumen de la martensita templada preferiblemente es de 10% o más. Por otro lado, cuando la fracción de volumen de la martensita templada contenida en la estructura de la lámina de acero excede 50%, no es preferible debido a que el limite de elasticidad se incrementa excesivamente y es preocupante que la capacidad de templado por cocción se deteriore.

"Martensita Recién Hecha" La martensita recién hecha mejora enormemente la resistencia a la tracción, aunque por otro lado, se vuelve un punto de comienza de la grieta o ruptura para deteriorar la capacidad de empalme elástico, y por lo tanto, preferiblemente está contenido en la estructura de la lámina de acero al 25% o menos en fracción de volumen. La fracción de volumen de la martensita recién hecha preferiblemente es de 20% o menos, más preferiblemente 15% o menos para incrementar la capacidad de empalme elástico.

"Otras microestructuras" Las estructuras distintas a las anteriores tales como la perlita y/o cementita gruesa pueden estar contenidas en la microestructura de la lámina de acero de la presente invención. Sin embargo, cuando una cantidad de la perlita y/o la cementita gruesa se vuelve mayor en la estructura de la lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia, la ductilidad se deteriora. Por lo tanto, la fracción de volumen de la perlita y/o la cementita gruesa contenida en la estructura de la lámina de acero preferiblemente es de 10% o menos como un total, y más preferiblemente de 5% o menos.

Se debe observar que la fracción de volumen de cada estructura contenida en la estructura de la lámina de acero que se describe anteriormente se puede medir, por ejemplo, mediante el método que se ilustra más adelante.

Las fracciones de volumen de la ferrita, la austenita residual, la ferrita bainitica, la bainita, la martensita templada y la martensita recién hecha contenidas en la estructura de la lámina de acero de la lámina de acero de la presente invención se obtienen tomando una muestra de una sección transversal en paralelo a la dirección de laminación de la lámina de acero y en perpendicular a la superficie de la lámina como una superficie de observación, puliendo la superficie de observación, realizando un grabado con nital, y observando un rango de 1/8 de espesor a alrededor de 1/4 de espesor de la lámina desde una superficie hasta 3/8 de espesor a alrededor del espesor de la lámina del ancho de la superficie con la microscopía electrónica de barrido con emisión por efecto de campo (FE-SEM) para medir una fracción del área.

(Densidad de Dislocación Promedio) La densidad de dislocación promedio (antes del embarque) en el rango de 1/8 de espesor hasta aproximadamente 1/4 del espesor de lámina desde la superficie hasta 3/8 de espesor hasta 1/4 del espesor de lámina desde la superficie de la lámina de acero base de acuerdo a la presente modalidad se establece que sea de 1.0 x 1013/m2 o más.

A partir de aquí, se describen las razones de definición de la densidad de dislocación promedio.

Es muy efectivo agregar mucho carbón en la solución sólida para incrementar la capacidad de templado por cocción. Sin embargo, la cantidad de carbón sólido se disuelve en un cristal BCC de hierro es muy pequeña, y por lo tanto, es efectivo que la densidad de dislocación promedio en la lámina de acero se incremente reduciendo la temperatura de transformación tanto como sea posible de modo que el carbón se adhiere a muchas dislocaciones para incrementar la cantidad de carbón en la solución sólida. Desde este punto de vista, la densidad de dislocación promedio en la lámina de acero se establece que sea de 1.0 x 1013/m2 o más, es mayor a la densidad de dislocación, es más fácil obtener el carbón en la solución de sólido, y por lo tanto, la densidad de dislocación promedio preferiblemente es de 3.0 x 1013/m2 o más, y más preferiblemente de 5.0 x 1013/m2 o más. No se proporciona de manera particular un limite superior de la densidad de dislocación, aunque preferiblemente es de 1.0 x 1017/m2 o menos, y más preferiblemente de 3.0 x 1016/m2 o menos debido a que la ductilidad se deteriora drásticamente cuando la densidad de dislocación excede 1.0 x 1017/m2.

Es posible encontrar la densidad de dislocación mediante el método de difracción de rayos X y una observación con microscopio electrónico de transmisión (TEM) . El TEM es capaz de observar una región diminuta, y por lo tanto, es posible medir cada una de las densidades de dislocación de la ferrita y la estructura dura en el caso de una lámina de acero de estructura de múltiples fases. Se debe observar que en la observación TEM, es necesario procesar la lámina de acero en un estado de lámina delgada, o acicular delgada en una etapa de fabricación de muestras, y por lo tanto, es difícil crear la muestra, y hay un caso en el que la densidad de dislocación se reduce debido a que la dislocación alcanza una superficie de la muestra para desaparecer mediante un ligero movimiento debido a que la muestra es pequeña, y por lo tanto, se requiere suficiente atención para fabricar la muestra. Además, un campo visual medible se limita en la observación TEM. Por otro lado, en el método de difracción de rayos X, es posible medir de manera relativamente fácil la densidad de dislocación promedio en una región amplia. De acuerdo con esto, el método que mide la densidad de dislocación utilizando el método de difracción de rayos X se utiliza en la presente invención.

Se debe observar que la densidad de dislocación se obtiene controlando la fracción de la microestructura en un rango predeterminado, y realizando una laminación templada apropiada. Esto se debe a que las densidades de dislocación acumuladas dentro son diferentes dependiendo de los tipos de las microestructuras.

(Capa Descarburada) Además, en la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente modalidad, la capacidad de templado por cocción se mejora haciendo una porción de la capa superficial en una capa descarburada que tiene una cantidad pequeña de estructura dura para dispersar óxidos finos para incrementar asi la adhesividad de una capa de revestimiento, incrementar un limite de elasticidad de una capa superficial de hierro base, y evitar producirla fácilmente después del proceso de templado por cocción. Se debe observar que la estructura dura descrita aquí es una constituida de la capa dura establecida anteriormente y la austenita residual.

En la presente modalidad, un espesor de la capa descarburada formada en la porción de la capa superficial de la lámina de acero base se establece que esté dentro de un rango de 0.01 µp? a 10.0 µ??, un diámetro de grano promedio de los óxidos finamente dispersados en la capa descarburada es de 500 nm o menos, y una densidad promedio de los óxidos en la capa descarburada está dentro de un rango de 1.0 x 1012 óxidos/m2 o más.

A partir de aquí, se describen las razones de limitación de lo citado anteriormente.

La capa descarburada que tiene un espesor apropiado se forma en la porción de la capa superficial de la lámina de acero base, y por lo tanto, es posible garantizar la resistencia a la tracción e incrementar la adhesividad entre la lámina de acero base y la capa de revestimiento. Cuando el espesor de la capa descarburada es menor a 0.01 µp?, la adhesividad con la capa de revestimiento no se puede obtener de manera suficiente, y por lo tanto, el espesor de la capa descarburada se establece que sea de 0.01 µp? o más. El espesor de la capa descarburada preferiblemente es de 0.08 µ?? o más, y más preferiblemente de 0.15 µp? o más para mejorar aún más la adhesividad con la capa de revestimiento. Por otro lado, una capa descarburada excesivamente delgada reduce la resistencia a la tracción y la resistencia a la fatiga de la lámina de acero. Desde este punto de vista, el espesor de la capa descarburada se establece que sea de 10.0 µp? o menos. A partir de un punto de vista la resistencia a la fatiga, el espesor de la capa descarburada preferiblemente es de 9.0 pm o menos, y más preferiblemente de 8.0 µ?? o menos.

Se debe observar que, la capa descarburada es una región la cual continúa desde una superficie más alta del hierro base, y una región cuya fracción de la estructura dura es de la mitad o menos de la fracción de la estructura dura a 1/4 de espesor de la lámina de acero base en la región.

La sección transversal en la dirección del espesor en paralelo a la dirección de laminación se termina en la superficie espejo, la misma se observa utilizando la FE-SEM, los espesores de las capas descarburadas en tres puntos o más se miden en una lámina de acero, y el valor promedio de la misma se considera el espesor de la capa descarburada.

La resistencia de la capa descarburada formada en la porción de la capa superficial de la lámina de acero base es baja, y es difícil que ocurra la ruptura que comienza desde la capa descarburada, aunque existe una gran diferencia de resistencia entre el interior de la lámina de acero y la capa descarburada, y por lo tanto, una zona interfacial entre el hierro base y la capa descarburada es capaz de funcionar como un punto de partida de una nueva ruptura. Para evitar la ruptura, es efectivo dispersar los óxidos en el interior del grano de cristal y/o una demarcación de los granos de cristal en la capa descarburada, la resistencia de la capa descarburada se incrementa para hacer la diferencia de resistencia con el interior de la lámina de acero es pequeña.

La densidad de los óxidos se establece que sea de 1.0 x 10 óxidos/m2 o más para obtener suficiente resistencia. La densidad de los óxidos preferiblemente es de 3.0 x 1012 óxidos/m2 o más, y más preferiblemente de 5.0 x 1012 óxidos/m2 o más para mejorar aún más la rigidez a baja temperatura. Por otro lado, cuando la densidad de los óxidos excede 1.0 x 1016 óxidos/m2, una distancia entre los óxidos se vuelve excesivamente cercana, la porción de la capa superficial se rompe por el ligero procesamiento que daña la capa de revestimiento formada sobre la misma, y por lo tanto, se establece que sea de 1.0 x 10 óxidos/m2 o menos. La densidad de los óxidos preferiblemente es de 5.0 x 1015 óxidos/m2 o menos, y más preferiblemente de 1.0 x 1015 óxidos/m2 o menos de la capa superficial de la lámina de acero tiene suficiente formabilidad .

Se debe observar que el óxido descrito aquí significa que el óxido principalmente contiene Si y/o Mn.

Además, cuando el tamaño del óxido que se dispersa en la capa descarburada es grande, el óxido en si funciona como el punto de partida de la ruptura, y por lo tanto, la propiedad de resistencia a la ruptura tal como la ductilidad se deteriora. De acuerdo con esto, el diámetro de grano promedio del óxido se establece que sea de 500 nm o menos. El diámetro de grano promedio de los óxidos preferiblemente es de 300 nm o menos, y más preferiblemente de 100 nm o menos para mejorar aún más la propiedad de resistencia a la ruptura tal como la ductilidad.

Un limite más bajo del diámetro de grano promedio del óxido no se proporciona de manera particular, aunque es necesario controlar estrictamente la atmósfera del proceso y la temperatura para hacerlo menor a 30 nm, y esto es prácticamente difícil. Por lo tanto, preferiblemente es de 30 nm o más.

En cuanto al óxido de la capa descarburada, la sección transversal de la dirección del espesor en paralelo a la dirección de laminación se termina en la superficie espejo, y se observa utilizando la FE-SEM. La densidad del óxido se encuentra contando el número de óxidos observando la capa descarburada a una proporción de 7 µp?2, o utilizando un área de observación requerida para cuantificar hasta 1000 piezas de óxidos. Además, el diámetro de grano promedio del óxido es un promedio de los diámetros de granos equivalentes circulares de 100 piezas a 1000 piezas seleccionadas al azar. <Lámina de Acero Aleada, Galvanizada por Inmersión en Caliente, de Alta Resistencia> Se debe observar que una capa galvanizada por inmersión en caliente formada en la superficie de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo a la presente modalidad puede realizarse un tratamiento de aleación que sea una lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia. La lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, obtenida así es capaz de mostrar efectos similares a la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia establecida anteriormente.

Además, en la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, una película de revestimiento compuesta de un óxido de fosforo y/o un óxido compuesto que contiene fosforo puede formarse en una superficie de la capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa aleada galvanizada por inmersión en caliente. Se puede hacer una función como un lubricante cuando la lámina de acero se procesa, y es posible proteger la galvanización formada en la superficie de la lámina de acero.

A continuación, se describe el componente químico (composición de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia y la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, de la presente invención. Se debe observar que un indicador [%] en la siguiente descripción representa [% en masa] .

"C: 0.075 a 0.400%" El C se incluye para incrementar la resistencia y la capacidad de templado por cocción de la lámina de acero de alta resistencia. Sin embargo, un contenido de C que excede 0.400% de la soldabilidad se vuelve insuficiente. A partir de un punto de vista de la soldabilidad, el contenido de C preferiblemente es de 0.300% o menos, y más preferiblemente de 0.250% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de C es menor a 0.075%, la resistencia se reduce, y se vuelve difícil garantizar la resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más. El contenido de C preferiblemente es de 0.085% o más, y más preferiblemente de 0.100% o más para incrementar aún más la resistencia y la capacidad de templado por cocción.

"Si: 0.01 a 2.00%" El Si es un elemento necesario para incrementar la resistencia y formabilidad suprimiendo la generación de carburo a base de hierro, y obteniendo una cantidad predeterminada de austenita residual en la etapa de recocido. Sin embargo, cuando un contenido de Si excede 2.00%, existe el caso en el que la lámina de acero se vuelve quebradiza, y la laminación en frío se vuelve difícil de realizar. De acuerdo con esto, desde un punto de vista de la laminación en frío, el contenido de Si preferiblemente es de 1.80% o menos, y más preferiblemente de 1.50% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Si es menor que 0.01%, se generan muchos carburos a base de hierro en la etapa de recocido, no se puede obtener suficiente cantidad de austenitas residuales, además de que se generan muchos carburos grueso a base de hierro durante el tratamiento de aleación de la capa de revestimiento, y existe una posibilidad en la cual la resistencia y la formabilidad se deterioran. De acuerdo con esto, el contenido de Si preferiblemente es de 0.20% o más, y más preferiblemente de 0.50% o más.

"Mn: 0.80 a 3.50%" Se agrega Mn a la lámina de acero de la presente invención para incrementar la resistencia de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de Mn excede 3.50%, se genera una porción concentrada de Mn gruesa en una porción central del espesor de la lámina de la lámina de acero, es fácil que ocurra el resquebrajamiento, y un problema de modo tal que las ruptura fácil que ocurran rupturas en la losa fundida. Además, cuando el contenido de Mn excede 3.50%, la soldabilidad también se deteriora. De acuerdo con esto, es necesario establecer el contenido de Mn a 3.50% o menos. Desde un punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Mn preferiblemente es de 3.00% o menos, y más preferiblemente de 2.70% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Mn es menor a 0.80%, se forman muchas estructuras blandas durante el enfriamiento después del recocido, y se vuelve difícil garantizar la resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más. Por lo tanto, es necesario establecer el contenido de Mn a 0.80% o más. El contenido de Mn preferiblemente es de 1.00% o más, y más preferiblemente de 1.30% o más para incrementar aún más la resistencia.

"P: 0.0001 a 0.100%" P tiende a segregarse en la porción central del espesor de la lámina de la lámina de acero, y vuelve quebradiza una zona de soldadura. Cuando un contenido de P excede 0.100%, la zona de soldadura se vuelve drásticamente quebradiza, y por lo tanto, el contenido de P se limita a 0.100% o menos. Desde un punto de vista del resquebrajamiento, el contenido de P preferiblemente es de 0.030% o menos. Se debe observar el efecto de la presente invención se muestra sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de P, aunque el costo de fabricación se incrementa drásticamente si el contenido de P se establece que sea menor a 0.0001%, y por lo tanto, se establece que 0.0001% sea el valor limite más bajo. Además, preferiblemente es de 0.0010% o más.

"S: 0.0001 a 0.0100%" El S afecta adversamente la soldabilidad y capacidad de fabricación al momento de la fundición y el tiempo de laminación en caliente. Un valor limite superior de un contenido de S por lo tanto se establece que sea de 0.0100% o menos. Además, S se une a n para formar MnS grueso y reduce la ductilidad y la capacidad de empalme elástico, y por lo tanto, preferiblemente es de 0.0050% o menos, y más preferiblemente de 0.0025% o menos. El efecto de la presente invención se muestra sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de S, aunque el costo de fabricación se incrementa drásticamente si el contenido de S se establece que es menor de 0.0001%, y por lo tanto, se establece que 0.0001% sea el valor del limite más bajo. Se debe observar preferiblemente que es de 0.0005% o más, y más preferiblemente de 0.0010% o más.

"Al: 0.001% a 2.00%" Al es un elemento que suprime la generación del carburo a base de hierro para hacer fácil el obtener la austenita residual, e incrementar la resistencia y la formabilidad . Sin embargo, un contenido de Al exceder 2.00%, la soldabilidad se deteriora, y por lo tanto, se establece que el limite superior del contenido de Al sea de 2.00%. Desde este punto de vista, el contenido de Al preferiblemente es de 1.50% o menos, y más preferiblemente de 1.20% o menos. Por otro lado, el efecto de la presente invención se muestra sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de Al, aunque el Al es la impureza inevitable que existe minuciosamente en una materia prima, y el costo de fabricación se incrementa drásticamente si el contenido de Al se establece que sea menor a 0.001%, y por lo tanto, el limite más bajo se establece que sea de 0.001% o más. Además, Al es un elemento efectivo también como un desoxidante, aunque la cantidad de Al preferiblemente es de 0.010% o más para obtener el efecto de la desoxidación de manera más suficiente.

"N : 0.0001 a 0.0100%" El N forma un nitruro grueso, y deteriora la ductilidad y la capacidad de empalme elástico, y por lo tanto, es necesario suprimir una cantidad de adición del mismo. Cuando un contenido de N excede 0.0100%, la tendencia se vuelve obvia, y por lo tanto, se establece que un limite superior del contenido de N sea de 0.0100%. Desde los puntos de vista de la ductilidad y la capacidad de empalme elástico, el limite superior del contenido de N preferiblemente es de 0.0070%, y más preferiblemente de 0.0050%. Además, N explica la aparición de sopladuras al momento de la soldadura, y por lo tanto, el contenido más pequeño es el mejor. El efecto de la presente invención se muestra sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de N, aunque el costo de fabricación se incrementa drásticamente si el contenido de N se establece que sea menor a 0.0001%, y por lo tanto, se establece que el limite más bajo sea de 0.0001% o más. Además, preferiblemente es de 0.0005% o más, y más preferiblemente de 0.0010% o más.

"O: 0.0001 a 0.0100%" El O forma un óxido, y deteriora la ductilidad y la capacidad de empalme elástico, y por lo tanto, es necesario suprimir una cantidad de adición del mismo. Cuando un contenido de O excede 0.0100%, el deterioro de la capacidad de empalme elástico se vuelve obvio, y por lo tanto, se establece que un limite superior del contenido de 0 sea de 0.0100% o menos. Además, el contenido de O preferiblemente es de 0.0070% o menos, y más preferiblemente de 0.0050% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de O, aunque el costo de fabricación se incrementa drásticamente si se establece que el contenido de 0 sea menor a 0.0001%, y por lo tanto, se establece que el limite más bajo sea de 0.0001%. Además, el limite más bajo del contenido de O preferiblemente es de 0.0003% y más preferiblemente de 0.0005%.

Además, es preferible agregar un tipo o dos tipos o más de entre Ti: 0.001 a 0.150%, Nb: 0.001 a 0.100%, V: 0.001 a 0.300% además de los elementos descritos anteriormente para la lámina de acero base de la presente invención.

"Ti: 0.001 a 0.150%" Ti es un elemento que contribuye al incremento de resistencia de la lámina de acero mediante el reforzamiento del precipitado, reforzamiento de granos finos mediante una supresión de crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y reforzamiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando un contenido de Ti excede 0.150%, una cantidad de precipitación de carbonitruros se incrementa, y la formabilidad se deteriora, y por lo tanto, el contenido de Ti preferiblemente es de 0.150% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de Ti, aunque el contenido de Ti preferiblemente es de 0.001% o más para obtener completamente el efecto de incremento de resistencia mediante la adición de Ti.

"Nb: 0.001 a 0.100%" Nb es un elemento que contribuye al incremento de resistencia de la lámina de acero mediante el reforzamiento del precipitado, el reforzamiento del grano fino mediante la supresión de crecimiento de los granos del cristal de ferrita, y el reforzamiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Nb excede 0.150%, una cantidad de precipitación de carbonitruros se incrementa, y la formabilidad se deteriora, y por lo tanto, el contenido de Nb preferiblemente es de 0.150% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de Nb, aunque el contenido de Nb preferiblemente es de 0.001% o más para obtener de manera suficiente el efecto de incremento de resistencia mediante la adición de Nb.

"V: 0.001 a 0.300%" V es un elemento que contribuye al incremento de resistencia de la lámina de acero mediante el reforzamiento del precipitado, el reforzamiento del grano fino mediante la supresión de crecimiento de los granos del cristal de ferrita, y el reforzamiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de V excede 0.300%, una cantidad de precipitación de carbonitruros se incrementa, y la formabilidad se deteriora, y por lo tanto, el contenido de V preferiblemente es de 0.300% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de V, aunque el contenido de V preferiblemente es de 0.001% o más para obtener de manera suficiente el efecto de incremento de resistencia mediante la adición de V.

Además, es preferible agregar un tipo o dos tipos o más de entre Mo: 0.01 a 2.00%, W: 0.01 a 2.00%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, Cu: 0.01 a 2.00%, B: 0.0001 a 0.0100% además de los elementos descritos anteriormente a la lámina de acero base de la presente invención.

"Mo: 0.01 a 2.00%" Mo es un elemento efectivo que suprime una transformación de fase a alta temperatura, y reforzamiento elevado. Mo puede agregarse en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de Mo excede 2.00%, la capacidad de moldeado en moldeado en caliente se daña y la productividad se reduce, y por lo tanto, el contenido de Mo preferiblemente es de 2.00% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de Mo, aunque el contenido de Mo preferiblemente es de 0.01% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de Mo.

"W: 0.01 a 2.00%" W es un elemento efectivo que suprime una transformación de fase a alta temperatura, y reforzamiento elevado. W puede agregarse en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de W excede 2.00%, la capacidad de moldeado en moldeado en caliente se daña y la productividad se reduce, y por lo tanto, el contenido de preferiblemente es de 2.00% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de W, aunque el contenido de W preferiblemente es de 0.01% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de W.

"Cr: 0.01 a 2.00%" Cr es un elemento efectivo que suprime una transformación de fase a alta temperatura, y reforzamiento elevado. Cr puede agregarse en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de Cr excede 2.00%, la capacidad de moldeado en moldeado en caliente se daña y la productividad se reduce, y por lo tanto, el contenido de Cr preferiblemente es de 2.00% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de Cr, aunque el contenido de Cr preferiblemente es de 0.01% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de Cr.

"Ni: 0.01 a 2.00%" Ni es un elemento efectivo que suprime una transformación de fase a alta temperatura, y reforzamiento elevado. Ni puede agregarse en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de Ni excede 2.00%, la capacidad de moldeado en moldeado en caliente se daña y la productividad se reduce, y por lo tanto, el contenido de Ni preferiblemente es de 2.00% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite jnás bajo del contenido de Ni, aunque el contenido de Ni preferiblemente es de 0.01% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de Ni.

"Cu: 0.01 a 2.00%" Cu es un elemento que incrementa la resistencia al estar en la lámina como partículas finas, y se puede agregar en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de Cu excede 2.00%, la soldabilidad se daña, y por lo tanto, el contenido de Cu preferiblemente es de 2.00% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un límite más bajo del contenido de Cu, aunque el contenido de Cu preferiblemente es de 0.01% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de Cu.

"B: 0.0001 a 0.0100%" B es un elemento efectivo que suprime una transformación de fase a alta temperatura, y reforzamiento elevado, y puede agregarse en vez de una parte de C y/o Mn. Cuando un contenido de B excede 0.0100%, la capacidad de moldeado en moldeado en caliente se daña y la productividad se reduce, y por lo tanto, el contenido de B preferiblemente es de 0.0100% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido de B, aunque el contenido de B preferiblemente es de 0.0001% o más para obtener de manera suficiente un elevado reforzamiento mediante la adición de B.

Además, es preferible agregar un tipo o dos tipos o más de entre Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM a la lámina de acero base de la presente invención de 0.0001 a 0.0100% como un total además de los elementos descritos anteriormente.

"Un tipo o Dos tipos o más de entre Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM de 0.0001 a 0.0100% como un Total" Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM son elementos efectivos para la mejora de la formabilidad, y se puede agregar un tipo o dos tipos o más. Sin embargo, cuando un contenido total de un tipo o dos tipos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM excede (n) 0.0100%, existe la posibilidad en la cual la ductilidad se daña en forma opuesta. Por lo tanto, el contenido total de cada elemento preferiblemente es de 0.0100% o menos. El efecto de la presente invención es mostrar sin limitar de manera particular un limite más bajo del contenido total de un tipo o dos tipos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM, aunque el contenido total de cada elemento preferiblemente es de 0.0001% o más para obtener de manera suficiente el efecto de mejora de la formabilidad de la lámina de acero.

Se debe observar que REM es una abreviación de un Metal de Tierras Raras, e indica un elemento que pertenece a una serie de lantánidos . En la presente invención, es frecuente el caso en el que REM y Ce se agregan como un metal mezclado, y existe un caso en el que los elementos de la serie de lantánidos están contenidos en el complejo además de La y Ce. El efecto de la presente invención se muestra aun cuando los elementos de la serie de lantánidos distintos a estos de La y Ce está contenido como las impurezas inevitables. <Método de Fabricación de la Lámina de Acero Galvanizada por Inmersión en Caliente de Alta Resistencia> A continuación, se describe un método de fabricación de una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente modalidad.

El método de fabricación de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente modalidad incluye: una etapa de laminación en caliente para calentar una losa que tiene el componente químico establecido anteriormente a 1180°C o más, comenzando con una laminación en caliente realizada mediante pasadas plurales, y realizando la laminación en caliente en la cual una relación entre una temperatura "T" de una lámina de acero laminada en caliente, un espesor de lámina "h", y un tiempo transcurrido "t" entre cada pasada dentro de un rango de 1050°C hasta una temperatura de completamiento de laminación cubre la siguiente expresión (1) , y completa el laminado en un rango de temperatura de 880 °C o más; una primera etapa de enfriamiento para iniciar el enfriamiento después de un tiempo transcurrido después del completamiento de la laminación en caliente hasta el inicio del enfriamiento se establece que sea de 1.0 segundos o más, y suspendiendo el enfriamiento a 450°C o más; una etapa de laminación en frió para establecer que un tiempo transcurrido después del primer enfriamiento hasta 400°C sea de una hora o más, y después de esto, se realiza una laminación en frió mientras se establece que la proporción de reducción total sea de 30% a 75%; una etapa de recocido continuo para recocer a una temperatura de calentamiento máxima de (Ac3 - 50) °C o más; y una etapa de revestimiento para sumergir la lámina de acero en el baño de galvanización y formar una capa galvanizada por inmersión en caliente en una superficie de la lámina de acero después de la etapa de recocido continuo.

Se debe observar en la siguiente la expresión (1), "N" representa un número total de pasadas desde el inicio hasta el completamiento de la laminación en caliente, "i" representa un orden de pasadas, "T±" representa una temperatura de laminación (°C) en la pasada i-ésima, "hj." representa un espesor de lámina (mm) después del procesamiento de la pasada i-ésima, y "ti" representa un tiempo transcurrido desde la pasada i-ésima hasta la siguiente pasada. Se debe observar que cuando i = 1, ho = un espesor de losa. Además, un tiempo transcurrido desde una pasada final hasta la siguiente pasada es un tiempo transcurrido desde la pasada final hasta el tiempo de inicio del enfriamiento después del completamiento de la laminación en caliente.

Aqui, la expresión (1) es una fórmula empírica en consideración del avance de la recristalización de la austenita en la etapa de laminación en caliente y un crecimiento de la austenita recristalizada, y es un índice que representa el tamaño de un grano de cristal de austenita después de la laminación. Un producto de un polinomio de la temperatura de laminación "T" y la proporción de reducción representa una fuerza de propulsión de la recristalización. Un término exponencial representa la tendencia de la dispersión de átomos, y se refiere al índice de crecimiento de la austenita en granos recristalizados . El tiempo "t" se agrega al producto de ambos, y por lo tanto, un grado de crecimiento de austenita mediante cada pasada se puede evaluar, y se puede hacer una evaluación de un diámetro de grano de austenita mediante una laminación en caliente de múltiples pasadas encontrando una raíz cuadrada media la raíz cuadrada del mismo.

A partir de aquí, se describen las razones de limitación de las condiciones de fabricación establecidas anteriormente.

[Expresión Numérica 3] O) Para fabricar la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente modalidad, en primer lugar, se funde una losa que tiene el componente químico descrito anteriormente (composición) .

Una losa fabricada mediante una losa continuamente fundida, un fundidor de losas delgadas, etc., se puede utilizar como una losa suministrada para la laminación en caliente. El método de fabricación de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención cumple con un proceso tal como una laminación de fundición directa continua (CC-DR) que realiza la laminación en caliente justo después de la fundición.

(Etapa de Laminación en Caliente) En la etapa de laminación en caliente, se establece que la temperatura de calentamiento de la losa sea de 1180 °C o más. Cuando la temperatura de calentamiento de la losa es excesivamente baja, existe la posibilidad en la cual se genera la anisotropía de la orientación del cristal de una estructura de losa como resultado de la fundición. Además, cuando la temperatura de calentamiento de la losa es baja, una temperatura de laminación de acabado está por debajo del punto de transformación Ar3 que es una laminación en región de dos fases de ferrita y austenita, una estructura de la lámina laminada en caliente se vuelve una estructura de grano mezclada homogénea, la estructura heterogénea no se asienta incluso aunque pase a través de las etapas de laminación en frió y recocido, y la ductilidad y capacidad de flexión se deterioran. Además, la reducción de la temperatura de laminación de acabado incurre en un incremento excesivo de la carga de laminación, y existen posibilidades en las cuales la laminación se vuelve difícil y una forma defectuosa de la lámina de acero después de que se incurre en el laminado, y por lo tanto, la temperatura de calentamiento de la losa preferiblemente es de 1200 °C o más. Por otro lado, un límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa no se limita particularmente, aunque es necesario introducir una gran cantidad de energía para calentar la losa a más de 1300°C, y por lo tanto, la temperatura de calentamiento de la losa preferiblemente es de 1300°C o menos.

Se debe observar que la temperatura del punto de transformación Ar3 se calcula mediante la siguiente expresión.

Ar3 = 901 - 325 x C + 33 x Si - 92 x (Mn + Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 + Mo/2) † 52 x Al En la expresión anterior, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al representan los contenidos [% en masa] de cada elemento.

La losa se calienta hasta la temperatura de calentamiento de la losa, y después de esto, la laminación en caliente se realiza para hacer la lámina de acero laminada en caliente. Cuando se realiza la laminación en caliente, la textura de la austenita se vuelve fuerte y la anisotropía de la misma también se vuelve mayor si se aplica una reducción excesiva de laminación a alta temperatura. Para evitar esto, la laminación en caliente se realiza bajo la condición que cubre la expresión (1) establecida anteriormente compuesta de la temperatura de la lámina de acero laminada en caliente, el espesor de la lámina, y el tiempo transcurrido entre cada pasada durante un periodo de 1100°C hasta el completamiento de la laminación en caliente.

La expresión (1) establecida anteriormente también es una expresión que evalúa el grado de desarrollo de la textura de la austenita, y cuando el valor de la expresión (1) establecida anteriormente está por debajo de 0.10, la textura de la austenita en la lámina de acero laminada en caliente se vuelve fuerte, y por lo tanto, el valor de la expresión (1) establecida anteriormente se establece que sea de 0.10 o más. El valor de la expresión (1) establecida anteriormente de manera preferible es de 0.20 o más, y más preferiblemente de 0.30 o más para debilitar aún más la textura y distribuir al azar la orientación del cristal de la austenita.

Por otro lado, cuando el valor de la expresión (1) es de más de 1.00, la recristalización de la austenita se desarrolla excesivamente, la estructura se vuelve gruesa, y por lo tanto, el valor de la expresión (1) establecida anteriormente de manera preferible es de 1.00 o menos, y más preferiblemente es de 0.90 o menos .

Además, en la etapa de laminación en caliente, la temperatura de laminación de acabado de la laminación en caliente, particularmente, la temperatura de completamiento de la laminación en caliente se establece que sea de 880°C o más.

Cuando la temperatura de completamiento de la laminación en caliente es menor a 800°C, se acelera el desarrollo de la textura de austenita, la orientación del cristal se desvia fuertemente, y existe la posibilidad de que la orientación del cristal de la austenita residual después de la laminación en frió y el recocido también se desvie. De acuerdo con esto, es importante realizar la laminación a alta temperatura tanto como sea posible en la laminación en caliente a fin de no desarrollar la textura de la austenita residual.

Por otro lado, no se limita de manera particular un limite superior de la temperatura de completamiento de la laminación en caliente, aunque cuando la temperatura de completamiento se establece en un rango de temperatura excesivamente alta tal como excediendo 1000°C, es necesario extraer la losa a una temperatura muy alta para fijar la temperatura, y por lo tanto, no es preferible la fase de costo. De acuerdo con esto, la temperatura de completamiento preferiblemente es de 1000°C o menos.

(Primer Etapa de Enfriamiento) Después de que se termina la laminación en caliente, la lámina de acero laminada en caliente obtenida se enfria rápidamente para convertirla en una bobina que sea una bobina enrollada en caliente, aunque es necesario controlar apropiadamente lo siguiente: un tiempo transcurrido hasta que el enfriamiento rápido comienza; y las condiciones del enfriamiento rápido, debido a que estas condiciones afectan la anisotropia de la lámina de acero laminada en caliente. En la presente modalidad, el tiempo transcurrido después del completamiento de la laminación en caliente hasta el inicio del enfriamiento rápido se establece que sea de 1.0 segundos o más, después de esto, se comienza el enfriamiento rápido, y el enfriamiento se detiene a 450 °C o más. Las razones de limitación para estos son como sigue.

Después de la laminación en caliente, la textura de la austenita en la lámina de acero laminada en caliente tiene una fuerte anisotropia resultado del procesamiento mediante la laminación. Para reducir la anisotropia, es necesario adelantar la recristalización de la austenita durante un periodo después de que la laminación en caliente se termina hasta que se inicia el subsecuente enfriamiento rápido. Desde este punto de vista, el tiempo transcurrido después de que se completa la laminación en caliente hasta que se inicia el enfriamiento rápido se establece que sea de 1.0 segundos o más. Para adelantar aún más la recristalización de la austenita, el tiempo transcurrido preferiblemente es de 1.5 segundos o más, y más preferiblemente de 2.0 segundos o más.

Un limite superior del tiempo no se provee de manera particular, aunque se inicie el enfriamiento rápido después de que transcurre un tiempo prolongado de más de 20 segundos, se requiere un espacio suficiente para mantener la lámina de acero después de la laminación en caliente, y son necesarias posibilidades para incrementar drásticamente el tamaño. Por lo tanto, no es preferible la fase de costo, de modo que el tiempo preferiblemente sea de 20 segundos o menos, y más preferiblemente de 15 segundos o menos desde un punto de vista de la fase de costo.

Además, el índice de enfriamiento promedio del enfriamiento rápido después de la laminación en caliente hasta que la misma se enrolla como una bobina preferiblemente es de 10°C/segundos o más y de 60°C/segundos o menos. Cuando el índice de enfriamiento promedio es de 10 °C/segundos o menos, la ferrita y la perlita forman una microestructura que se extiende en forma de banda en una dirección de laminación, además n se concentra en la perlita para formar una región concentrada de Mn en forma de banda. La austenita residual obtenida mediante la etapa de recocido es afectada por la región concentrada de Mn, que fácilmente permanece en una forma que se extiende en la dirección de laminación, y no es preferible debido a que existe la posibilidad en la cual ocurre la anisotropía de la capacidad de templado por cocción. Por otro lado, cuando el índice de enfriamiento promedio excede 60°C/segundos, la transformación de la austenita no se desarrolla durante el enfriamiento, y se vuelve una estructura de transformación a baja temperatura después del enfriamiento. Esta estructura de transformación a baja temperatura refleja fuertemente la textura de la austenita, y por lo tanto, no es preferible .

Además, una temperatura de detención de enfriamiento en el enfriamiento rápido afecta la transformación de la estructura durante una etapa en la que se enrolla la lámina de acero laminada en caliente en una bobina. Particularmente, en la etapa de bobinado la lámina de acero laminada en caliente como la bobina, la perlita y/o la cementita gruesa cuyo eje mayor excede 1 µp\ es (son) generado (s) en la lámina de acero laminada en caliente, y por lo tanto, las tensiones que se introducen de acuerdo a laminación en frió se dispersan desigualmente. Como resultado, las austenitas que tienen varias orientaciones de cristales son generadas por una transformación inversa en la etapa de recocido, y la textura de la austenita residual se vuelve fortuita. Particularmente, la anisotropia de la austenita residual se debilita, y es posible mejorar la isotropia de la martensita obtenida mediante la transformación de la austenita residual. Desde este punto de vista, la temperatura de detención del enfriamiento rápido después de que la laminación en caliente se establece que sea de 500°C o más para generar la perlita y/o la ceraentita gruesa y para obtener la isotropía de la austenita residual. La temperatura de detención del enfriamiento preferiblemente es de 530°C o más, y más preferiblemente de 550°C o más para reducir la anisotropia. Por otro lado, cuando la temperatura de detención de enfriamiento se establece demasiado alta, una capa de cascarilla en la capa de la superficie de la lámina de acero se vuelve excesivamente gruesa, y se daña la calidad de la superficie. Por lo tanto, es necesario establecer la temperatura de detención de enfriamiento a 650 °C o menos. Desde este punto de vista, la temperatura de detención del enfriamiento preferiblemente es de 630 °C o menos.

(Segunda Etapa de Enfriamiento) A continuación, en una etapa en la cual la lámina de acero rápidamente enfriada que se establece anteriormente se bobina de manera continua como la bobina, y el tiempo transcurrido desde la detención del enfriamiento rápido hasta 400°C se establece que sea de 1.0 hora o más. Particularmente, es necesario retener la lámina de acero durante un periodo de tiempo suficiente en un rango de temperatura en el cual la cementita se genera después de la detención del enfriamiento rápido para generar de manera suficiente la perlita y/o la cementita gruesa para reducir la anisotropia de la capacidad de templado por cocción durante este tiempo transcurrido. Por lo tanto, el enfriamiento lento se realiza de modo que el tiempo transcurrido desde la detención del enfriamiento rápido hasta 400°C se vuelve de una hora o más.

El tiempo transcurrido preferiblemente es de 2.0 horas o más, y más preferiblemente de 3.0 horas o más. Un limite superior del tiempo transcurrido no se proporciona de manera particular, aunque se requiere una instalación especial para mantener la lámina de acero durante más de 24.0 horas, y no es preferible en la fase de costo, asi que el limite superior preferiblemente es de 24.0 horas o menos.

Se debe observar que una etapa que mantiene la lámina de acero laminada en caliente durante este tiempo transcurrido normalmente se traslapa con la etapa de bobinado, aunque no hace falta decir que el periodo transcurrido puede incluir hasta un periodo de retención de bobina después del bobinado. Además, el enfriamiento lento en la segunda etapa de enfriamiento es una parte de un periodo dentro del tiempo transcurrido, y ni que decir que se incluye un caso en el que la lámina de acero es mantenida a una temperatura constante.

(Etapa de Laminación en Frió) La laminación en frío después de esto se realiza en la lámina de acero enrollada como la bobina enrollada en caliente que se establece anteriormente.

La laminación en frío se realiza de modo tal que una proporción de reducción total sea de 30% o más y 75% o menos. La laminación en frío preferiblemente se realiza mediante pasadas plurales, y el número de pasadas de la laminación y asignación de la proporción de reducción de cada pasada no son el objetivo. Cuando la proporción de reducción total de la laminación en frió está por debajo de 30%, no se acumula suficiente tensión en la lámina de acero, y en la subsecuente etapa de recocido, la orientación del cristal de la austenita generada por la transformación inversa no se vuelve lo suficientemente aleatoria para generar la anisotropia, y se generala anisotropia de la capacidad de templado por cocción. Para acumular suficiente tensión, la proporción de la reducción total de la laminación en caliente preferiblemente es de 33% o más, y más preferiblemente de 36% o más. Por otro lado, cuando la proporción reducción total excede 75%, la lámina de acero está en alto riesgo de fracturarse durante la laminación en frió, y por lo tanto, la proporción de reducción total se establece que sea de 75% o menos. Desde este punto de vista, la proporción de la reducción total preferiblemente es de 70% o menos, y más preferiblemente de 65% o menos.

(Etapa de Recocido Continuo) A continuación, se realiza el proceso de recocido para la lámina de acero laminada en frío obtenida como se establece anteriormente. Es deseable incorporar el proceso de galvanizado por inmersión en caliente (además del tratamiento de aleación de la capa de revestimiento de acuerdo a las circunstancias) en la superficie de la lámina de acero en el proceso de enfriamiento después de alcanzar la máxima temperatura de calentamiento durante la etapa de recocido. Particularmente, como una instalación para realizar la etapa de recocido, es preferible utilizar una linea de revestimiento por recocido continuo que tenga una zona de precalentamiento, una zona de reducción, y una zona de revestimiento. Se debe observar que una atmosfera de la zona de pre-calentamiento puede ser cualquiera de una atmosfera de oxidación, una atmósfera de no oxidación y una atmósfera de reducción directa .

A partir de aquí, la etapa se describe como un proceso continuo en el cual una etapa en relación al revestimiento se incorpora en la etapa de enfriamiento después del recocido utilizando la linea de revestimiento por recocido continuo como se establece anteriormente.

En la etapa de recocido, es preferible incrementar la temperatura de modo tal que un índice de calentamiento promedio dentro de un rango de 600 a 750°C sea de 20°C/seg o menos, el calentamiento se realiza de modo tal que la temperatura de calentamiento máxima sea de (Ac3 - 50) °C o más, y el enfriamiento se realiza de modo tal que el índice de enfriamiento promedio dentro de un rango de 740 a 500 °C sea de 1.0 °C segundos o más.

Aquí, en la línea de revestimiento por recocido continuo, la etapa de calentamiento que incluye el incremento de temperatura a 20°C/seg o menos dentro del rango de 600 a 750°C se realiza en la zona de precalentamiento, subsecuentemente se alcanza la temperatura de calentamiento máxima del recocido en la zona de reducción, y además, el enfriamiento dentro del rango de 740 a 500°C se realiza a 1.0°C/seg o más durante el proceso de enfriamiento hasta alcanzar la zona de revestimiento.

Estas condiciones de recocido se describen más adelante.

El índice de calentamiento en la etapa de recocido afecta el comportamiento de recristalización en la lámina de acero. En particular el índice de calentamiento de 600 a 750°C afecta enormemente la isotropía de la estructura. De acuerdo con esto, dentro de este rango de temperatura, es preferible establecer que el índice de calentamiento promedio particularmente de 600 a 750°C sea de 20 °C/segundos o menos debido a que la recristalización avanza lo suficiente para hacer la estructura antes de la transformación inversa sea uniforme e isotrópica, y por lo tanto, la austenita generada a partir de lo mismo mediante la transformación inversa tiene un patrón fino e isotrópico.

Aquí, el proceso de calentamiento en la etapa de recocido se realiza en la zona de precalentamiento en la línea de revestimiento por recocido continuo, aunque es deseable que al menos una parte de la zona de precalentamiento sea una zona de proceso de oxidación en la atmosfera de oxidación, y un proceso de oxidación para formar la película de revestimiento de óxido de Fe que tiene un espesor apropiado en la capa superficial de la lámina de acero se realiza en la zona del proceso de oxidación. Particularmente, es deseable formar la película de revestimiento de óxido de Fe que tiene el espesor apropiado en la zona del proceso de oxidación que es al menos una parte de la zona de precalentamiento como un pre-proceso de una etapa que forma una capa descarburada en la lámina de acero mediante el calentamiento en la subsecuente zona de reducción. En este caso, es deseable que la temperatura de la lámina de acero cuando la misma pasa a través de la zona del proceso de oxidación se establece que sea de 400 a 800°C, y el índice de aire que es un índice entre "un volumen de aire contenido en gas mezclado en una unidad de volumen" y "un volumen de aire teóricamente requerido para permitir la combustión completa del gas combustible contenido en el gas mezclado en un volumen de unidad" se establece de 0.7 a 1.2 en el gas mezclado de aire y el gas combustible utilizado para un quemador de pre-calentamiento cuando se realiza el calentamiento en la zona del proceso de oxidación en la zona de pre-calentamiento para formar así la película de revestimiento del óxido de Fe de 0.01 a 20 µp? en la capa superficial de la lámina de acero.

Cuando el índice de aire excede 1.2, la película del revestimiento de óxido crece excesivamente, y hay posibilidades en las cuales la capa descarburada formada en la porción de la capa superficial de la lámina de acero crece excesivamente en la subsecuente zona de reducción, y en la cual la película de revestimiento de óxido no se puede reducir por completo en la zona de reducción, la película de revestimiento de óxido permanece en la capa superficial de la lámina de acero, y se reduce la capacidad de revestimiento. Por otro lado, cuando el índice de aire es menor a 0.7, la película del revestimiento de óxido no se genera por completo. Además, la película de revestimiento del óxido generada en la zona del proceso de oxidación en la zona de precalentamiento funciona como una fuente de suministro de oxígeno del óxido que contiene Si y/o Mn en la capa descarburada formada en la subsecuente zona de reducción, aunque si la película de revestimiento de óxido no se genera por completo, existe una posibilidad en la cual no se puede obtener la capa descarburada donde la alta densidad y los óxidos finos se dispersan como se describe anteriormente.

Además, cuando la temperatura de la lámina de acero que pasa a través de la zona del proceso de oxidación en la zona de precalentamiento es menor a 400 °C, es imposible formar suficiente película de revestimiento de óxido, por otro lado, la película de revestimiento de óxido crece excesivamente a una alta temperatura de más de 800 °C, y por lo tanto, se vuelve difícil establecer el espesor de la capa descarburada dentro de un rango predeterminado.

Cuando la temperatura de calentamiento máxima en la etapa de recocido es baja, la transformación inversa en la austenita no se desarrolla lo suficiente, y una fracción de la ferrita se vuelve excesivamente grande. Además, la temperatura de calentamiento máxima se establece en (Ac3 - 50) °C o más para garantizar suficiente fracción estructura dura, y es preferible (Ac3 - 35) °C o más. Un limite superior de la temperatura de calentamiento máxima no se provee particularmente, aunque cuando se calienta a más de 1000°C, la calidad de la superficie de la lámina de acero se daña drásticamente, la humectabilidad del revestimiento se deteriora, y por lo tanto, la temperatura de calentamiento máxima preferiblemente es de 1000 °C o menos, y más preferiblemente de 950 °C o menos.

Además, es deseable alcanzar la temperatura de calentamiento máxima en la etapa de recocido en la zona de reducción en la linea de revestimiento por recocido continuo. En la zona de reducción, es posible formar la capa descarburada reduciendo la película de revestimiento de óxido de Fe generada en la zona del proceso de oxidación en la zona de precalentamiento, y dispersar los óxidos que contienen moderadamente Si y/o Mn en la capa descarburada. Aquí, es deseable que la atmósfera de la zona de reducción sea una atmósfera en la cual la proporción (P (H20) /P (H2) ) entre una presión parcial de vapor de agua P(H20) y una presión parcial de hidrógeno P(H2) esté dentro de un rango de 0.0001 a 2.00. Cuando la ( P (H2O) /P (H2 ) ) es menor a 0.0001, los óxidos que contienen Si y/o n se forman solamente en una capa superficial más alta, y se vuelve difícil dispersar moderadamente los óxidos que contienen Si y/o Mn dentro de la capa descarburada. Por otro lado, cuando la (P (H20) /P (H2) ) excede 2.00, la descarburación se desarrolla excesivamente, y existe una posibilidad en la cual el espesor de la capa descarburada no se pueda controlar en un rango predeterminado. Se debe observar que la ( P (H20) /P (H2) ) preferiblemente está dentro de un rango de 0.001 a 1.50, y más preferiblemente dentro de un rango de 0.002 a 1.20.

En el proceso de enfriamiento de la temperatura de calentamiento máxima en la etapa de recocido, el enfriamiento se realiza de modo tal que el índice de enfriamiento promedio dentro de un rango de 740°C a 500°C en el proceso de enfriamiento sea de 1.0 °C/segundos o más para suprimir la transformación de la ferrita, y para hacer la temperatura de transformación tan baja como sea posible para volver fino un diámetro del grado de cristal efectivo. Particularmente, 740°C a 500 °C es un rango de temperatura donde la ferrita se genera, y es posible suprimir la transformación de la ferrita estableciendo el índice de enfriamiento promedio dentro del rango de temperatura a 1.0 °C/segundos o más. Desde este punto de vista, el índice de enfriamiento promedio en el proceso de enfriamiento de la temperatura de calentamiento máxima preferiblemente es de 2.5 °C/segundos o más, y más preferiblemente de 4.0 °C/segundos o más. Particularmente no se proporciona un límite superior del índice de enfriamiento, aunque una instalación para enfriamiento especial y un refrigerante que interfieren con la etapa de revestimiento se requieren para obtener un índice de enfriamiento promedio excesivamente grande, y por lo tanto, no es preferible. Desde este punto de vista, el índice de enfriamiento promedio preferiblemente es de 150 °C/segundos o menos, y más preferiblemente de 100 °C/segundos o menos.

(Etapa de Revestimiento) Subsecuentemente, la lámina de acero se sumerge en el baño de galvanización por inmersión en caliente en la zona de revestimiento para realizar la galvanización por inmersión en caliente. Como una composición del baño de revestimiento es preferible que el zinc sea un constituyente principal, una cantidad de Al efectiva que es un valor en el cual se sustrae una cantidad de Fe total de una cantidad de Al total en el baño está dentro de un rango de 0.01 a 0.18% en peso. Particularmente cuando se realiza un tratamiento de aleación después del revestimiento, la cantidad de Al efectiva en el baño preferiblemente está dentro de un rango de 0.07 a 0.12% en peso para controlar el desarrollo de la aleación de la capa de revestimiento.

Por otro lado, cuando la capa de revestimiento no se alea, no hay problema si la cantidad de Al efectiva en el baño está dentro de un rango de 0.18 a 0.30% en peso. Cuando la cantidad de Al es grande, se genera una aleación de Al primero entre un hierro base/capa de revestimiento antes del revestimiento, y funciona como una barrera, por lo tanto no se desarrolla la aleación. De acuerdo con esto, la cantidad de Al no se suprime cuando se realiza la aleación. Por otro lado, cuando la cantidad de Al se suprime demasiado, la aleación se desarrolla excesivamente, y desde este punto de vista, es necesario agregar Al, de modo que la cantidad de Al se determine mediante una relación de equilibrio mutuo. Por otro lado, cuando no se realiza la aleación, no hay gran problema si se genera la capa de barrera, y por lo tanto, no hay problema práctico si la cantidad de Al es mayor.

Además, el efecto de la presente invención no es dañado si un tipo o dos tipos o más de entre Pb, Sb, Si, Sn, Mg, n, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, Sr, REM se(son) mezcla (dos) en el baño de galvanización, y hay un caso en donde es preferible que tal resistencia a la corrosión y capacidad de moldeado se mejoren dependiendo de la cantidad de los mismos.

Una temperatura del baño de revestimiento preferiblemente es de 450 °C a 470 °C. Cuando la temperatura del baño de revestimiento es menor a 450 °C, la viscosidad del baño de revestimiento se incrementa excesivamente, entonces se vuelve difícil controlar un espesor de la capa de revestimiento, y se daña una apariencia externa de la lámina de acero. Por otro lado, cuando la temperatura del baño de revestimiento excede 470 °C, se genera mucho humo, y se vuelve difícil realizar de manera segura la fabricación. Por lo tanto, la temperatura del baño de revestimiento preferiblemente es de 470 °C o menos.

Además, cuando la temperatura de la lámina de acero al momento en el que la lámina de acero entra en el baño de revestimiento está por debajo de 430°C, no es prácticamente apropiado debido a que es necesario dar al baño de revestimiento bastante cantidad de calor para estabilizar la temperatura del baño de revestimiento a 450°C o más. Por otro lado, cuando la temperatura de la lámina de acero al momento en el que la lámina de acero entra en el baño de revestimiento está por arriba de 490°C, es necesaria la posibilidad para remover el exceso de calor del baño de revestimiento para estabilizar la temperatura del baño de revestimiento a 470°C o menos, y no es apropiado desde un punto de vista del costo de fabricación. De acuerdo con esto, la temperatura de entrada de la lámina de acero en el baño de revestimiento preferiblemente es de 430°C a 490°C para estabilizar la temperatura del baño del baño de revestimiento.

Además, para adelantar la transformación de la bainita y garantizar suficiente austenita residual, la lámina de acero se mantiene de 20 segundos a 1000 segundos incluyendo el tiempo para sumergirse en el baño de revestimiento en la temperatura dentro de un rango de 300 a 470°C antes o después de la inmersión en el baño de revestimiento, y por lo tanto, es posible controlar la fracción de volumen de la austenita residual. En este caso, cuando el tiempo de retención es menor a 20 segundos, la transformación de la bainita no se desarrolla lo suficiente, y la concentración del carbón en la austenita residual se vuelve insuficiente. El tiempo de retención preferiblemente es de 35 segundos o más, y más preferiblemente de 50 segundos o más para incrementar aún más la capacidad de templado por cocción. Por otro lado, cuando el tiempo de retención excede 1000 segundos, no se pueden obtener propiedades predeterminadas debido a que el carbón se concentra excesivamente en la austenita residual, o comienza la generación de la cementita. El tiempo de retención preferiblemente es de 600 segundos o menos, y más preferiblemente 450 segundo o menos para limitar la concentración del carbón en la austenita residual y para obtener la capacidad de templado por cocción.

Además, cuando el tratamiento de aleación se realiza después del revestimiento, el proceso de transformación de la bainita puede realizarse ya sea antes o después del tratamiento de aleación.

Después de la inmersión en el baño de revestimiento, puede realizarse el tratamiento de aleación de la capa de revestimiento. Una temperatura de tratamiento de aleación preferiblemente es de 470 °C o más debido a que cuando es menor a 470°C, la aleación no se desarrolla lo suficiente. Además, cuando la temperatura del tratamiento de aleación excede 620 °C, se genera cementita gruesa para reducir drásticamente la resistencia, y por lo tanto, preferiblemente es de 620°C o menos. La temperatura del tratamiento de aleación preferiblemente es de 480 a 600°C, y más preferiblemente de 490 a 580°C.

Un tiempo de tratamiento de aleación preferiblemente es de dos segundos o más, y más preferiblemente de cinco segundos o más para desarrollar de manera suficiente la aleación. Por otro lado, cuando el tiempo de tratamiento de aleación excede 200 segundos, la capa de revestimiento se alea excesivamente, y existe la posibilidad en la cual las propiedades se deterioran, y por lo tanto, el tiempo de tratamiento de aleación preferiblemente es de 200 segundos o menos, y más preferiblemente de 100 segundos o menos.

Se debe observar que el tratamiento de aleación preferiblemente se realiza justo después de la inmersión en el baño de revestimiento, aunque la temperatura de la lámina de acero puede reducirse una vez a 150 °C o menos después de la inmersión, y después de esto, se recalienta a la temperatura del tratamiento de aleación.

En el proceso de enfriamiento después del galvanizado por inmersión en caliente (después del tratamiento de aleación en el que el tratamiento de aleación se realiza justo después de la galvanización pro inmersión en caliente) , cuando el índice de enfriamiento promedio para enfriar a un rango de temperatura de 150 °C o menos está por debajo de 0.50C/segundos, se genera la cementita gruesa, y existe una posibilidad en la cual la resistencia y/o ductilidad se deterioran, y por lo tanto, el índice de enfriamiento promedio preferiblemente es de 0.5 °C/segundos o más, y más preferiblemente de 1.0 °C/segundos o más.

Además, puede realizarse un proceso de recalentamiento con el propósito de templar la martensita durante el enfriamiento o después del enfriamiento después de la galvanización por inmersión en caliente (después del tratamiento de aleación cuando se realiza el tratamiento de aleación justo después de la galvanización por inmersión en caliente) . La temperatura de calentamiento cuando se realiza el recalentamiento preferiblemente es de 200 °C o más debido a que la temperatura no se desarrolla lo suficiente si la misma es menor a 200°C. Además, cuando la temperatura de calentamiento excede 620°C, la resistencia se deteriora extremadamente, y por lo tanto, preferiblemente es de 620°C o menos, y más preferiblemente de 550 °C o menos.

Además, es preferible realizar una laminación templada en la cual se realiza una laminación en estado frió a la lámina de acero enfriada a una temperatura ambiente después de la etapa de revestimiento para incrementar una densidad de dislocación promedio. También en esta laminación templada, la proporción de reducción preferiblemente es de 5.00% o menos. Se debe observar que un limite más bajo de la proporción de reducción no se define de manera particular, aunque preferiblemente es de 0.05% o más, y más preferiblemente de 0.10% o más .

En este caso, un grado de la proporción de reducción de la laminación templada en la cual no se genera prácticamente una martensita inducida por tensión y la transición se genera en la ferrita preferiblemente es de 1% o menos, y más preferiblemente de 0.50%. Es posible introducir la tensión de aproximadamente 1.0 x 1013/m2 en un área completa de la lámina de acero sin generar la transformación inducida por la tensión de la mayor parte de la austenita residual mediante esta laminación templada.

Además, una película de revestimiento compuesta de un óxido compuesto que contiene óxido de fosforo y/o fosfo puede formarse realizando un proceso de conformación de la película de revestimiento a base de ácido fosfórico a la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente obtenida mediante el método establecido anteriormente. La película de revestimiento compuesta del óxido compuesto que contiene óxido de fosforo y/o fosforo puede hacer la función como lubricante cuando se procesa la lámina de acero, y es posible proteger la capa de revestimiento formada en la superficie de la lámina de acero base.

A partir de aquí, la presente invención se describe concretamente mediante ejemplos. Incidentalmente, se considera que los siguientes ejemplos ilustran los efectos concretos de la presente invención, y ni que decir que las condiciones descritas en los ejemplos no se limitan al alcance técnico de la presente invención.

EJEMPLOS A partir de aquí, los efectos de la presente invención se describen mediante ejemplos, aunque la presente invención no se limita a las condiciones utilizadas en los siguientes ej emplos .

Las losas que tienen los componentes químicos (composición) de A a AG ilustrados en las Tablas 1 a 3 se funden, las mismas se laminan en caliente con las condiciones (la temperatura de calentamiento de la losa, la expresión (1) establecida anteriormente, la temperatura de completamiento de la laminación en caliente) de la etapa de laminación en caliente ilustrada en las Tablas 4 a 7 inmediatamente después del fundido, las mismas se enfrían mientras se utilizan las condiciones (el tiempo transcurrido hasta el inicio del enfriamiento rápido, el índice de enfriamiento promedio del enfriamiento rápido, la temperatura de detención del enfriamiento rápido) del enfriamiento rápido (primer etapa de enfriamiento) después de la laminación en caliente se completa hasta el momento en el que la lámina de acero se enrolla como una bobina como las condiciones ilustradas en las Tablas 4 a 7, y después de esto, en la etapa del subsecuente bobinado como una bobina, el proceso se realiza mientras se establece el tiempo transcurrido requerido para el enfriamiento (segundo enfriamiento) desde la detención del enfriamiento rápido hasta 400°C bajo las condiciones ilustradas en las Tablas 4 a 7. Después de que la lámina de acero se enrolla como una bobina, la etapa de laminación en frío se realiza con cada una de las proporciones de reducción ilustradas en las Tablas 4 a 7.

[Tabla 1] [Tabla 2] [Tabla 3] [Tabla 4] [Tabla 5] [Tabla 6] [Tabla 7] A continuación, se realiza la etapa de recocido a la etapa de revestimiento bajo cada una de las condiciones ilustradas en Tablas 8 a 14 utilizando la linea continua de revestimiento y recocido que tiene la zona de precalentamiento, la zona de reducción y la zona de revestimiento .

Se debe observar que en cada uno de los ejemplos 2, 26, 38, 98 y 114, se realice el proceso de transformación de la bainita durante un periodo después de que la lámina de acero se sumerge en el baño de revestimiento hasta que la misma se enfria a la temperatura ambiente. Por otro lado, en cada uno de los ejemplos 10, 22, 42, 102 y 107, el proceso de transformación de la bainita se realiza durante un periodo después de que la lámina de acero se sumerge en el baño de revestimiento y el tratamiento de aleación se realiza hasta que la misma se enfría temperatura ambiente. En ejemplos distintos a los anteriores, el proceso de transformación de la bainita se realiza después de la primera etapa de enfriamiento y antes de que la lámina de acero se sumerja en el baño de revestimiento .

Además, una tercera etapa de enfriamiento descrita en la Tabla es una etapa de enfriamiento dentro de un rango de 740 a 500°C, el proceso de transformación de la bainita es un proceso que mantiene a la lámina de acero a una temperatura dentro de un rango de 300 a 470°C después de que la misma se sumerge en el baño de revestimiento, y una cuarta etapa de enfriamiento es una etapa que se enfría a un rango de temperatura de 150 °C o menos en el proceso de enfriamiento después de la retención.

Después de la etapa de revestimiento, se realiza el proceso de re-calentamiento (etapa de templado) en una parte de las láminas de acero con el propósito de templar la martensita, además el laminado de templado se realiza con cada una de las proporciones de reducción ilustradas en las Tablas 8 a 14 en una parte de las láminas de acero.

Se debe observar que un tipo de acero GI ilustrado en cada una de las Tablas 8 a 14 representa una lámina de acero galvanizada en inmersión en caliente en la cual el galvanizado por inmersión en caliente se realiza en la superficie de la lámina de acero, un tipo de acero GA representa una lámina de acero aleada galvanizada por inmersión en caliente en la cual se realiza el tratamiento de aleación después de que se realiza el galvanizado por inmersión en caliente.

Se debe observar que Ac3 en cada una de las Tablas 8 a 14 se calcula en base a la siguiente fórmula empírica.

Ac3 [°C1 = 910 - 203/"C + 44.7SÍ - 30Mn + 200A1 - 20Ni - lOCr o [Tabla 14] En cada una de las láminas de acero galvanizadas por inmersión en—caliente (o las láminas de acero aleadas galvanizadas por inmersión en caliente) de los ejemplos 1 a 137 obtenidos como se establece anteriormente, se observa una microestructura dentro de un rango de 1/8 de espesor alrededor de un espesor de lámina de 1/4 de una superficie hasta un espesor de 3/8 alrededor del espesor de la lámina de 1/4 desde la superficie, y se mide una fracción del volumen. Los resultados de los mismos se ilustran en las Tablas 15 a 18.

Dentro de una fracción de la microestructura, se mide una cantidad de austenita residual mediante la difracción de rayos X, los otros se obtienen cortando una sección transversal en dirección del espesor en paralelo a la dirección del laminado de la lámina de acero y realizando un grabado con nital en la sección transversal pulida en una superficie espejo y observando la sección transversal utilizando el Microscopía Electrónica de Barrido con Emisión por Efecto de Campo (FE-SEM) .

Además, se mide un contenido de hierro a 1/2 de espesor de la capa aleada galvanizada por inmersión en caliente utilizando el EDX. Los resultados del mismo se ilustran en las Tablas 15 a 18.

Además, la cantidad de carbón en solución sólida en la austenita residual se encuentra al hallar una constante reticular "a" de la austenita residual realizando el análisis de difracción de rayos X bajo la misma condición que la medición de la fracción del área de la austenita residual, y utilizando la expresión (2) establecida anteriormente.

Además, la proporción de intensidad aleatoria de los rayos X del hierro FCC de la austenita residual se mide por medio de la difracción de rayos X.

Un diámetro de grano promedio de los granos de cristal de la austenita residual en relación a la dirección de laminación se establece como d(RD), un diámetro de grano promedio en relación a la dirección de amplitud de la lámina se establece como d(TD), y se calcula el parámetro d(RD)/d(TD) compuesto de ambos. Se debe observar que el grano de cristal de la austenita residual se evalúa terminando una superficie en paralelo a la superficie de la lámina a 1/4 de espesor en la superficie espejo, realizando el análisis de la orientación del cristal a alta resolución mediante el método EBSD (Difracción de Electrones por Retro-Dispersión) utilizando la FE-SE (Microscopía Electrónica de Barrido con Emisión de por Efecto de Campo). Una etapa de medición se establece como 0.1 µp\, y una región donde cada 10 puntos o más representan un patrón de difracción del agregado de hierro FCC, y cuya mala orientación entre sí es menor a 10° se define como el grano de cristal de la austenita residual. En lo que respecta al diámetro del grano, cada uno los diámetros del grano en la dirección del laminado y la dirección del ancho de la lámina se miden en 30 piezas a 300 piezas de los granos de cristal de la austenita residual seleccionadas al azar.

Además, un espesor de capa descarburada se mide al terminar la sección transversal en la dirección del espesor en paralelo a la dirección de laminación hacia la superficie espejo, y observando mediante el uso de la FE-SEM. Se debe observar que tres posiciones o más de los espesores de las capas descarburadas se miden de cada lámina de acero, y se establece un valor promedio de la misma como el espesor de la capa descarburada.

Además, una densidad de los óxidos se calcula al terminar la sección transversal a lo largo del espesor en paralelo a la dirección del laminado hacia la superficie espejo, contando el número de óxidos observando 7 µ?? durante dos minutos utilizando la FE-SEM o utilizando un área de observación requerida para contar hasta 1000 óxidos. Además, un diámetro de gránulo promedio de los óxidos se calcula promediando los diámetros equivalentes circulares de 100 a 1000 óxidos seleccionados al azar.

A continuación, se realiza una prueba de evaluación de la capacidad de templado por cocción midiendo la cantidad de BH.

Al principio, se fabrica una pieza de prueba JIS No. 5 de cada lámina de acero obtenida mediante el método de fabricado establecido anteriormente, se agrega una pre-tensión por tracción del 2%, y después de esto, se realiza un tratamiento con calor correspondiente a un horneado de revestimiento con una condición de 170°C x 20 min de retención, y se mide la cantidad del reforzado en horno. Se debe observar que la cantidad de BH en relación a la dirección del laminado se establece como ??? ( RD) , la cantidad de BH en relación a la dirección del ancho de la lámina se establece como ABH(TD), y en la presente evaluación, se da una valoración negativa a alguna cuya cantidad de BH sea menor a 65 MPa. Además, se considera que pasa o aprueba una en la cual ??? (RD) /??? (TD) está dentro de un rango de 0.8 a 1.2.

A continuación, se obtienen piezas para la prueba de tracción en base de JIS Z 2201 de las láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente (o láminas de acero aleadas, galvanizadas por inmersión en caliente) de los ejemplos 1 a 109, se realiza una prueba de tracción en base a JIS Z 2241, y se mide un limite de deformación elástica, una resistencia a la tracción, y una elongación total.

Se evalúa la apariencia externa de la superficie de la lámina de acero realizando una evaluación del estado de aparición de desprendimiento mediante una determinación visual. Un indicador "X" es una lámina de acero en la cual se observa un desprendimiento con un diámetro de 0.5 mm o más y que se desvia del rango de tolerancia en apariencia, y un indicador "O" es una lámina de acero que tiene una apariencia externa prácticamente tolerable distinta a la anterior.

Además, se adhiere una cinta en el interior de una porción plegada y luego la cinta se desprende después de una prueba de flexión V a 60°, para evaluar la adhesividad del revestimiento en un tiempo de procesamiento al momento que se aplica una tensión de compresión. La adhesividad de revestimiento se evalúa a partir de un estado pelado o desprendido de la capa de revestimiento desprendida junto co la cinta. Un indicador "X" es una lámina de acero prácticamente intolerable cuyo ancho de desprendimiento es de 7.0 mm o más. Un indicador "O" es una lámina de acero que tiene la adhesividad de revestimiento prácticamente tolerable distinta a la anterior.

Los resultados de la prueba, los resultados de la evaluación de lo citado anteriormente se ilustran en la Tabla 15 a la Tabla 18.

Se debe observar que en las Tablas 1 a 18, los valores numéricos e indicadores subrayados representan que están fuera del rango de la presente invención. En este caso, un ejemplo 124 es un ejemplo en el cual el contenido de Si es mayor al del componente químico, la lámina de acero se fractura en la etapa de laminado en frío, y la prueba se suspende.

La lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente del ejemplo 125 es un ejemplo en el cual el contenido de Si es pequeño, no se puede obtener suficiente cantidad de austenita residual, se generan muchos carburos a base de hierro durante el tratamiento de aleación de la capa de revestimiento, y por lo tanto, la resistencia y la ductilidad se deterioran.

Un ejemplo 126 es un ejemplo en el cual el contenido de Mn es gran en cuanto al componente químico, la losa se fractura durante un periodo después de que se completa el vaciado hasta que la misma se suministra a la etapa de laminación en caliente, y la prueba se suspende.

Un ejemplo 127 es un ejemplo en el cual el contenido de Al es grande en cuanto al componente químico, una porción se suelde precedentemente a la lámina de acero se fractura en la etapa de recocido continuo, y la prueba se suspende.

Un ejemplo 128 es un ejemplo en el cual el índice de enfriamiento después de la laminación en caliente de la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente es menor al índice de enfriamiento promedio de 10 a 60 °C/segundos (referirse a

[0077]), la austenita residual después del recocido se prolonga, y se incrementa la anisotropía de la capacidad de templado por cocción.

Un ejemplo 129 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, el índice de enfriamiento después de la laminación en caliente es grande, la textura de la austenita residual después del recocido se incrementa, y la anisotropía de la capacidad de templado por cocción se incrementa.

Un ejemplo 130 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, el índice de calentamiento de 650 a 750°C de la etapa de calentamiento en la etapa de recocido es mayor al índice de calentamiento de 650 a 750°C de la etapa de calentamiento en la etapa en la etapa de recocido de 20°C/segundos o menos (referiste a

[0082] ) , la anisotropía de la austenita residual después del recocido se incrementa, y la anisotropía de la capacidad de templado por cocción se incrementa.

Un ejemplo 131 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, el índice de enfriamiento de 740 a 500 °C de la primera etapa de enfriamiento en la etapa de recocido es menor al índice de enfriamiento de 740 a 500°C de la primera etapa de enfriamiento en la etapa de recocido de 1.0 °C/segundo o más (referirse a

[0087]), la fracción de ferrita se incrementa excesivamente, y la capacidad de templado por cocción se deteriora .

Un ejemplo 132 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero, el índice de enfriamiento en la segunda etapa de enfriamiento en la etapa de recocido es menor al índice de enfriamiento en la segunda etapa de enfriamiento en la etapa de recocido de 0.5 °C/segundos o más (referirse a

[0091]), se genera mucho carburo grueso, la fracción de austenita residual se reduce, y la resistencia y la capacidad de templado por cocción se deterioran.

Un ejemplo 133 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, el Índice de aire o poros en la zona de precalentamiento de la etapa de revestimiento es pequeña en cuanto al índice de aire de 0.7 a 1.2 en la etapa de revestimiento (referirse a

[0084]), el espesor de la capa descarburada en la capa de la superficial se vuelve insuficiente, y la adhesividad del revestimiento se deteriora .

Un ejemplo 134 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, el índice de aire en la zona de precalentamiento de la etapa de revestimiento es mayor, y el espesor de la capa descarburada en la capa superficial se vuelve excesivamente grande, y la resistencia a la fatiga del mismo se deteriora significativamente y es prácticamente intolerable.

Un ejemplo 135 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, la atmosfera en la zona de reducción en la etapa de revestimiento está fuera del rango de la presente invención en cuanto a la proporción de presión parcial de 0.0001 a 2.00 de la atmósfera de la zona de reducción en la etapa de revestimiento (referirse a

[0086] ) , la cantidad de los óxidos en la capa descarburada en la capa superficial es menor, una grieta que empieza en una zona interfacial entre la capa descarburada y el material base ocurre en una prueba de desprendimiento del revestimiento, la apariencia externa se deteriora, y por lo tanto, la adhesividad del revestimiento se evalúa como deteriorada .

Un ejemplo 136 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, la atmósfera de la zona de reducción en la etapa de revestimiento está fuera del rango de la presente invención, la capa descarburada en la capa superficial crece excesivamente, y la resistencia a la fatiga se deteriora significativamente, y es prácticamente intolerable.

Un ejemplo 137 es un ejemplo en el cual en la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, una concentración de Al efectiva del baño de revestimiento es alta en cuanto a la cantidad de Al efectiva de 0.01 a 0.18% en peso en la etapa de revestimiento (referirse a

[0088]), y la calidad de la apariencia externa se deteriora significativamente en una inspección justo después de la etapa de recocido, y por lo tanto, se suspende la subsecuente observación de la microestructura y la prueba de evaluación de propiedades .

[Tabla 15] [Tabla 16] [Tabla 17] [Tabla 18] Como se ilustra en las Tablas 1 a 18, en los ejemplos, se obtiene la excelente capacidad de templado por cocción. Por otro lado, en los ejemplos comparativos, es posible obtener suficiente resistencia a la tracción, y capacidad de templado por cocción.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL En la lámina de acero, galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia y la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo a la presente invención, es posible asegurar suficiente cantidad de reforzado en horno y obtener capacidad de templado por cocción isotrópica, y por lo tanto, es posible mejorar enormemente la capacidad de templado por cocción además de la mejora en la resistencia y ductilidad.

Claims

REIVINDICACIONES

1.- Una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción, caracterizada porque comprende: una lámina de acero base que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.400%, Si: 0.01 a 2.00%, Mn: 0.80 a 3.50%, P: 0.0001 a 0.100%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.001 a 2.00% N: 0.0001 a 0.0100%, 0: 0.0001 a 0.0100% cada uno, con el resto constituido de Fe e impurezas inevitables, en donde una estructura de la lámina de acero base contiene, en fracción de volumen, 3% o más de una fase de austenita residual, 50% o menos de una fase de ferrita, y 40% o más de una fase dura, en un rango de 1/8 de espesor a alrededor de un 1/4 de espesor de lámina desde una superficie hasta 3/8 de espesor a alrededor de 1/4 de espesor de la lámina desde la superficie en la lámina de acero base, una densidad de dislocación promedio es de 5 x 1013/m2 o más, una cantidad de solución C sólida contenida en la fase de austenita residual está en % en masa de 0.70 a 1.00%, una proporción de intensidad aleatoria de rayos X del hierro FCC en una textura de la fase de austenita residual es de 3.0 o menos, una proporción entre un diámetro de grano en relación a la dirección de laminación y un diámetro de grano en relación a una dirección del ancho de la lámina de la fase de austenita residual es de 0.75 a 1.33, además, una capa galvanizada por inmersión en caliente se forma en la superficie de la lámina de acero base y el espesor de la lámina es de 0.6 a 5.0 mm.

2.- Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción, caracterizada porque comprende: una etapa de laminación en caliente para calentar una losa que tiene un componente químico que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.400%, Si: 0.01 a 2.00%, Mn: 0.80 a 3.50%, P: 0.0001 a 0.100%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.001 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, O: 0.0001 a 0.0100% cada uno, con el resto constituido de Fe e impurezas inevitables a 1180°C o más, comenzando una laminación en caliente realizada mediante pasadas plurales, realizando la laminación en caliente en la cual una relación entre una temperatura "T" de una lámina de acero laminada en caliente dentro de un rango de 1050 °C hasta una temperatura de completamiento del laminado, un espesor de lámina h, y un tiempo transcurrido t entre cada pasada cubre la siguiente expresión (1), y completando la laminación en un rango de temperatura de 880°C o más; una primera etapa de enfriamiento para iniciar el enfriamiento después de un tiempo transcurrido después del completamiento de la laminación en caliente hasta el inicio del enfriamiento se establece que sea de 1.0 segundos o más, y suspendiendo el enfriamiento a 450°C o más; una etapa de laminación en frió para establecer que un tiempo transcurrido después del primer enfriamiento hasta 400°C sea de 1.0 horas o más, y después de esto, se realiza una laminación en frío mientras se establece que una proporción de reducción total sea de 30 a 75%; una etapa de recocido continuo para recocer a una temperatura de calentamiento máxima de (Ac3 - 50) °C o más; y una etapa de revestimiento para formar una capa galvanizada por inmersión en caliente en una superficie de la lámina de acero sumergiendo la lámina de acero en el baño de galvanización después de la etapa de recocido continuo, en donde un proceso de transformación de bainita que mantiene la lámina de acero a una temperatura dentro de un rango de 300 a 470°C durante 20 a 1000 segundos antes de que la lámina de acero se sumerja en el baño de galvanización o después de la inmersión. [Expresión Numérica 1] ( 1 ) Aquí, en la expresión (1), "N" representa un número total de pasadas desde el inicio hasta el completamiento de la laminación en caliente, "i" representa un orden de cada pasada, " i" representa una temperatura de laminación (°C) en la pasada i-ésima, "hi" representa un espesor de lámina (mm) después del procesamiento de la pasada i-ésima, "ti" representa un tiempo transcurrido desde la pasada i-ésima hasta la siguiente pasada. Se debe observar que cuando i = 1, h0 = un espesor de la losa. Además, un tiempo transcurrido desde una pasada final hasta la siguiente pasada es un tiempo transcurrido desde la pasada final hasta el tiempo de inicio del enfriamiento después del completamiento de la laminación en caliente.

3.- El método de fabricación de la lámina de acero aleada, galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia excelente en capacidad de templado por cocción de conformidad con la reivindicación 2, caracterizado porque comprende además : una etapa de laminación templada para realizar una laminación de la lámina de acero con una proporción de reducción menor al 10% después de que se alea la capa galvanizada por inmersión en caliente.