MX2014003793A

MX2014003793A - Lamina de acero galvanizado por inmersion en caliente, de alta resistencia, que tiene excelente resistencia a la fractura retardada, y metodo para producir la misma.

Info

Publication number: MX2014003793A
Application number: MX2014003793A
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: 2014-07-10
Also published as: US20140234659A1; EP2762583B1; EP2762583A4; MX360510B; JPWO2013047760A1; BR112014007483B1; PL2762583T3; RU2585889C2; CN103842543B; TW201331383A; BR112014007483A2; CN103842543A; CA2850462C; KR101605980B1; JP5352793B2; RU2014117668A; KR20140052070A; ZA201402351B; EP2762583A1; ES2706996T3

Abstract

Una capa enchapada de zinc por inmersión en caliente o una capa aleada, enchapada en zinc por inmersión en caliente, se forma sobre la superficie de una lámina de acero base que comprende, en términos de fracciones de volumen, 40 a 90% de la fase de ferrita, y no más de 5% de una fase de austenita retenida, y la proporción de la ferrita no recristalizada con respecto a la fase total de ferrita no es más de 50% en términos de fracción en volumen. Además, la proporción de tamaño de partícula de los granos de cristales en la fase de ferrita, que se obtiene dividiendo el tamaño promedio de partícula en la dirección del laminado por el tamaño promedio de partícula en la dirección de anchura de la lámina es 0.75 a 1.33; la proporción de longitud de las estructuras duras dispersadas en formas de islas, que se obtiene dividiendo la longitud promedio en la dirección de laminado por la longitud promedio en la dirección de la anchura de la lámina, es 0.75 a 1.33; y la proporción de aspecto promedio de inclusiones es no más de 5.0.

Description

LÁMINA DE ACERO GALVANIZADO POR INMERSIÓN EN CALIENTE, DE ALTA RESISTENCIA, QUE TIENE EXCELENTE RESISTENCIA A LA FRACTURA RETARDADA, Y MÉTODO PARA PRODUCIR LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente usando una lámina de acero de alta resistencia que tiene una resistencia máxima a la tensión de aproximadamente 900 Pa o más como un material de base y que tiene una capa de galvanizado por inmersión en caliente formada sobre la superficie de la lámina de acero de alta resistencia, y en particular se refiere a una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada y, al mismo tiempo, que tiene una excelente anisotropia de la resistencia a la fractura retardada, y un método de fabricación del mismo.

ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA En los últimos años, se ha incrementado una demanda para lograr una alta resistencia de las láminas de acero utilizadas para los automóviles o máquinas de construcción y diversas partes y estructuras de otras estructuras de ingeniería civil de construcción, y así sucesivamente. En un contexto tal, una lámina de acero de alta resistencia que tiene una resistencia máxima a la tensión de 900 MPa o más se ha utilizado principalmente para materiales de refuerzo de parachoques, vigas de impacto, y asi sucesivamente de los automóviles.

Además, las láminas de acero utilizadas para ellos son normalmente requeridas para tener una excelente resistencia a la corrosión ya que se utilizan a menudo fuera.

Tales como láminas de acero que se utilizan en un campo y necesariamente para la resistencia a la corrosión, una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente obtenida mediante la realización de galvanización en caliente sobre la superficie de una lámina de acero base se ha utilizado ampliamente. Además, recientemente, allí también ha sido ampliamente utilizado una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleado obtenido mediante la realización, después de la galvanización por inmersión en caliente, un tratamiento de aleación en la que una capa de chapado se calienta a una temperatura igual o mayor que el punto de fusión de Zn para difundir Fe en la capa de chapado desde el interior de la lámina de acero base, para convertir de ese modo la capa de chapado en una capa compuesta principalmente de una aleación de Zn-Fe.

Por cierto, cuando se aplica una lámina de acero de alta resistencia a un automóvil o similar, es necesario resolver un problema de la aparición de la fractura retardada.

La fractura retardada es un fenómeno que cuando se trabaja o el montaje de un miembro, agrietamiento o fractura no ocurrir, pero mientras que el miembro está en uso bajo una situación en la que actúa una alta tensión, una fractura, tales como el agrietamiento se produce de repente en una forma de fragilización con apenas causando la deformación plástica en la apariencia externa. La fractura retardada ha sido conocida por ser estrechamente relacionadas con el hidrógeno para entrar en una lámina de acero desde el ambiente exterior de la lámina de acero. Es decir, la fractura retardada se ha pensado generalmente que un fenómeno atribuible a la fragilización de hidrógeno para entrar desde el entorno exterior para ser difundido en el acero.

Como un factor que afecta en gran medida la fractura retardada, la resistencia de la lámina de acero se ha conocido. Esto es porque, como la lámina de acero es mayor en la resistencia, que tiene una mayor posibilidad de ser utilizado en un entorno donde actúa una alta tensión. Es decir, cuando se utiliza un material de baja resistencia para un miembro en el que actúa una alta tensión, el material se deforma plásticamente de inmediato a ser fracturado, de modo que la fractura retardada no se produce normalmente. Por otro lado, la deformación plástica y la fractura no se producen fácilmente en un material de alta resistencia, de modo que un material de alta resistencia se utiliza a menudo en un entorno donde actúa la alta tensión. Además, en un producto de acero para ser usado después de ser sometido a la formación de trabajo tal como una pieza de automóvil, la tensión residual se produce por el trabajo. Esta tensión residual aumenta a medida que la resistencia de la lámina de acero se hace más alta. Por lo tanto, además de la tensión por la carga externa, se añade gran tensión residual a la lámina de acero, y por lo tanto la fractura retardada se convierte en probable que ocurra. Como un resultado, como el material es mayor en la resistencia, hay una mayor preocupación por la aparición de la fractura retardada.

Por otro lado, una lámina de acero delgada, por ejemplo, una lámina de acero delgada que tiene un espesor de lámina de aproximadamente 3.0 mm o menos ha sido conocido por tener anisotropia en la resistencia de la fractura retardada. Es decir, no es causado a veces una diferencia en la resistencia a la fractura retardada en función de una dirección de trabajo (por lo general, una dirección de laminación una laminación en frío final, o una dirección de la anchura de laminación perpendicular a ella) en un proceso de fabricación de la lámina de acero. Esta tendencia se hace significativa en una lámina delgada en particular. Por lo tanto, cuando se utiliza una lámina delgada de acero de alta resistencia para un miembro en el que actúa la alta tensión, la adopción de medidas para garantizar la seguridad se ha realizado. Es decir, las medidas de tal manera que un diseño se hace a fin de no causar el retraso de fractura también en la dirección en la que la resistencia de fractura retardada es la más pobre o la dirección en la que se aplica la lámina de acero a un miembro, se considere de modo que el trabajo en la dirección en la que la resistencia a la fractura retardada es pobre puede llegar a ser leve se han tomado. Sin embargo, tales medidas causan un problema que se coloca una restricción significativa cuando se utiliza la lámina de acero.

Por lo tanto, como una propiedad de la lámina de acero delgada si mismo, el desarrollo de una lámina delgada de acero en la que no sólo la resistencia a la fractura se retarda se mejora simplemente, pero también la"" anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se reduce es fuertemente deseada .

Por cierto, con respecto a las técnicas convencionales relacionadas con la anisotropia de una lámina de acero delgada, existen las siguientes técnicas. En primer lugar, como un medio de reducir la anisotropia de la ductilidad para mejorar las propiedades de una lámina de acero, una técnica ilustrada en la Literatura de Patente 1 existe. Además, como un medio de reducir las anisotropias de la capacidad de flexión y la tenacidad para mejorar las propiedades de una lámina de acero, una técnica ilustrada en la Literatura de Patente 2 existe. Sin embargo, en ambas Literaturas de Patentes 1 y 2, la resistencia a la fractura retardada no se describe, y los medios para la eliminación de la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada también no se dan a conocer .

Además, en la Literatura de Patente 3, se ha descrito una lámina de acero que tiene excelente resistencia a la fractura retardada y que tiene pequeñas anisotropias de resistencia a la tensión y la ductilidad. Sin embargo, la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada no se describe, y los medios para reducir la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada también no se da a conocer.

Además, como un método para mejorar la resistencia a la fractura retardada de una lámina de acero, en la Literatura de Patente 4 y la Literatura de Patente 5, se ha descrito una lámina de acero en el que la fase principal de la lámina de acero se convierte en estructuras duras tales como bainita, ferrita bainitica, martensita y martensita revenida para mejorar asi la resistencia a la fractura retardada. Además, en la Literatura de Patente 6, se ha descrito una lámina de acero en el que la fase principal de la lámina de acero se transforma en martensita revenida y, a continuación en la martensita templada, carburo fino se dispersa para mejorar de ese modo la resistencia a la fractura retardada.

Sin embargo, en todas las hojas de acero de estas técnicas de las literaturas de patentes 4 a 6, la estructura que es dura y pobre en la ductilidad se establece como la fase principal, de manera que la ductilidad es pobre también en toda la lámina de acero, lo que resulta en que se es inadecuado para el uso en el que una lámina de acero se somete a trabajo de formación de pesado para ser utilizado.

En la literatura de patente 7, se ha descrito que en una capa de la superficie dentro de 10 µp? de la superficie de una lámina de acero, los óxidos se dispersan y la trampa de óxidos de hidrógeno para mejorar de ese modo la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero. Además, en la Literatura de Patente 8, se ha descrito una lámina de acero en el que la fase principal de la lámina de acero se transforma en ferrita, martensita siendo una estructura dura que se dispersa en la lámina de acero, y por precipitados finos tales como Ti, Nb, y V, un tamaño de bloque de la martensita se hace fina para mejorar de ese modo resistencia a la fractura retardada. Además, en la Literatura de Patente 9, se ha descrito una lámina de acero en el que, además de hacer un bloque tamaño fino descrito anteriormente, una capa descarburada que tiene un grosor de 0.5 µp? o más está formada en una capa superficial de la lámina de acero para de ese modo mejorar la resistencia a la fractura retardada.

En Literaturas de Patentes 7 a 9, se ha descrito que la resistencia a la fractura retardada se mejora, además de la resistencia y ductilidad, pero ninguna atención ha sido completamente pagada a la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada.

LISTA DE CITAS LITERATURA DE PATENTES La Literatura de Patente 1: Japonesa abierta a la publicación de patente No. 2005-256020 La Literatura de Patente 2: Japonesa abierta a la publicación de patente No. 2010-156016 La Literatura de Patente 3: Japonesa abierta a la Publicación de Patente No. 2010-168651 La Literatura de Patente 4: Patente Japonesa No. 3247907 La Literatura de Patente 5: Patente Japonesa No. 4317384 La Literatura de Patente 6: Patente Japonesa No. 4712882 La Literatura de Patente 7: Japonesa abierta a la publicación de patente No. 2007-211279 La Literatura de Patente 8: Japonesa abierta a la Publicación de Patente No. 2011-111671 La Literatura de Patente 9: Japonesa abierta a la publicación de patente No. 2011-111675 LITERATURA NO DE PATENTES La Literatura no de Patente 1: Hayashi, Kunio, cuatro otros "Evaluación de Hidrógeno Susceptibilidad fragilización para lámina de acero" Materia (El Instituto Japonés de Metales y Materiales periódico), 20 de marzo de 2005, 44(3), p. 254-256.

La Literatura no de patente 2: El Instituto del Hierro y el Acero del Comité Técnico de Producción Japón superficie tratada de la Lámina de acero Comité Edición "Manual: inmersión en caliente de lámina de acero galvanizado, " El Instituto del Hierro y el Acero de Japón, Enero de 1991, p. 53-55 BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO Como se ha descrito previamente, cuando por ejemplo, una lámina de acero que tiene una alta resistencia de aproximadamente 900 MPa o más, en particular, una lámina de acero delgada que tiene un espesor de aproximadamente 3.0 mm o menos se utiliza como un miembro en el que una carga alta actúa, la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se convierte en un problema. Sin embargo, convencionalmente, el hecho es que se considera una reducción en la anisotropia de una propiedad mecánica, tales como la ductilidad distinta de la resistencia a la fractura retardada, o medidas para mejorar la resistencia a la fractura retardada en si, pero una reducción en la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada no se considera particularmente. Por lo tanto, como se ha descrito anteriormente, en aplicar en aplicando a un miembro que tiene una gran carga, cuando la aparición de retraso fractura se trató de prevenir de manera que segura y de manera estable para la seguridad, no había más remedio que generar restricciones en términos de diseño o trabajo. Entonces, tal problema ha sido causado inevitablemente también en una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente obtenida mediante la formación de una capa de galvanizado por inmersión en caliente en la superficie de una lámina de acero de alta resistencia para la mejora de la resistencia a la corrosión, y además en una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleado en la que se alea la capa de chapado.

La presente invención se ha realizado en el contexto de las circunstancias anteriores, y tiene un objeto de proporcionar una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente en el que mientras que el logro de fijación de ductilidad y resistencia, se logra una mejora de la resistencia a la fractura de retardada, y al mismo tiempo, la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada, particularmente la anisotropia (la anisotropia en plano) de la resistencia a la fractura retardada en una superficie paralela a una superficie de la lámina (la superficie laminada) se reduce, y, además, proporcionar un método de fabricación del mismo.

SOLUCIÓN AL PROBLEMA Los presentes inventores repitieron varios experimentos y exámenes con el fin de encontrar un método para mejorar la resistencia a la fractura retardada y la reducción de la anisotropia en plano de la resistencia a la fractura retardada sin perjudicar la ductilidad y la resistencia de una lámina de acero base. Como resultado, que recién se enteraron de que no sólo es una composición química de una lámina de acero base de ajustarse de manera apropiada, sino también una estructura de acero se ajusta apropiadamente, y al mismo tiempo, fases específicas y estructuras, y formas de inclusiones se ajusta apropiadamente, y además una capa de superficie de un material base se convierte en una capa descarburada en el que los óxidos se dispersan adecuadamente, haciendo por ello posible resolver los problemas descritos anteriormente, y se encontró condiciones del proceso de fabricación necesarios para ello, y se completó la presente invención.

Por lo tanto, la esencia de la presente invención es como sigue . (1) Una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada, incluye: una lámina de acero base realizado de acero que contenga: 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 2.0 0%; 0: 0.0001% a 0.0100%; N: 0.0001% a 0.0100%; y un balance que está compuesto de Fe e impurezas inevitables; y una capa de galvanizado por inmersión en caliente formada en la superficie de la lámina de acero base, en la que en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 de espesor del espesor de la lámina del acero base desde la superficie de la lámina de acero base siendo el centro, una estructura de la lámina de acero base se convirtió en una estructura en la que está contenido de 40% a 90% en fracción en volumen de una fase de ferrita, una fase de austenita retenida es 5% o menos en fracción en volumen, y además una proporción de ferrita no recristalizada a toda la fase de ferrita es 50% o menos de fracción en volumen, una proporción de diámetro de grano de los granos de cristal en la fase de ferrita en dicha lámina de acero base es 0.75 a 1.33, caracterizado en que dicha proporción de diámetro de grano se define como la proporción de un diámetro promedio de grano en la dirección de laminación dividido por un diámetro promedio de grano en la dirección de anchura de la lámina de dicha fase, y una proporción de longitud de las estructuras duras dispersas en formas de isla en la fase de ferrita es de 0.75 a 1.33; caracterizado en que dicha proporción de longitud se define como una longitud promedio en la dirección de laminación dividido por una longitud promedio en la dirección de anchura de la lámina de dichas estructuras, y además una proporción de aspecto promedio de inclusiones contenidas en la lámina de acero base es de 1.0 a 5.0, y una capa superficial de la lámina de acero base se convierte en una capa descarburada que tiene un espesor de 0.01 µ?? a 10.0 µp?, y además un diámetro promedio de grano de óxidos en la capa descarburada es de 30 nm a 500 nm, y una densidad promedio de los óxidos en la capa descarburada se encuentran en un intervalo de 1.0 X 1012 óxidos/m2 a 1.0 x 1016 óxidos/m2. (2) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, una clase o dos o más tipos seleccionados de entre Cr: 0.01% a 2.00%, Ni: 0.01% a 2.00%, Cu: 0.01% a 2.00%, Mo: 0.01% a 2.00%, B: 0.0001% a 0.0100%, y W: 0.01% a 2.00%. (3) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, una clase o dos o más tipos seleccionados de entre Ti: 0.001%-0.150%, N b: 0.001%-0.100%, y V: 0.001% a 0.300%. 4) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene adicionalmente desde 0.0001% hasta 0.0100% en masa en total de un tipo o de dos o más tipos seleccionados de Ca, Ce, Mg, Zr, La, y REM. (5) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que en la lámina de acero base, un coeficiente de endurecimiento de trabajo promedio (valor n) en un intervalo en el alargamiento total es 3% a 7% es 0.060% o más. (6) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que en la lámina de acero base, un valor de un contenido de hidrógeno difusible límite en la dirección de laminación dividido por una limite de contenido de hidrógeno difusible en la dirección de la anchura de la lámina está en el intervalo de 0.5-a-1.5. (7) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que en la lámina de acero base, una proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro BCC en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie es 4.0 o menos. (8) La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (1), en el que la capa de galvanizado por inmersión en caliente es uno que ha sido sometida a un tratamiento de aleación. (9) Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada, incluye: un paso de laminación en caliente en el que una losa 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 2.0 0%; 0: 0.0001% a 0.0100%; N: 0.0001% a 0.0100%; y un balance o resto que está compuesto por Fe e impurezas inevitables se calienta a 1080°C o superior, se inicia la laminación en caliente, el número total de pases (-) desde la laminación en caliente de principio a fin a la laminación en caliente se establece en N, una temperatura (°C) de laminación en el paso i-ésimo se establece en TPi, y una proporción de reducción (-) en el paso i-ésimo se establece en n, la laminación en caliente se lleva a cabo de una manera tal que N, TPi, y ri satisfacen la Expresión "A" a continuación, y la laminación en caliente se termina cuando la temperatura de una lámina de acero base es una temperatura en el intervalo de 850°C-a-980°C; un paso primario de enfriamiento en el que un tiempo transcurrido desde el final de la laminación en caliente para inicio de enfriamiento se ajusta a 1.0 segundo o más, la lámina de acero base laminada en caliente se enfria principalmente a una velocidad de enfriamiento de no menos de 5°C/segundo y no más de 50 °C/segundo, y el enfriamiento primario se detiene cuando la temperatura de la lámina de acero base es una temperatura en el intervalo de 500 °C-a-650 °C; posteriormente a la etapa de enfriamiento primario, un paso de enfriamiento secundario en el que la lámina de acero base se enfrió lentamente de tal manera que un tiempo transcurrido hasta que la temperatura de la lámina de acero base se convierte en 400 °C desde la temperatura en el momento del enfriamiento primario siendo detenido se convierte en una hora o más, y se enfría en segundo lugar; después del enfriamiento secundario, un paso de laminación en frío de laminación en frió de la lámina de acero base mediante el establecimiento de la proporción de reducción total es de 30% a 75%; después de la laminación en frío, una etapa de recocido en el que la temperatura se incrementa de tal manera que una rapidez promedio de aumento de la temperatura en el intervalo de 600 °C-a-750 °C se convierte en 20°C/segundo o menos, la lámina de acero base laminado en frío es se calienta a una temperatura de 750°C o más, y posteriormente la lámina de acero base calentada se enfria de tal manera que una velocidad promedio de enfriamiento en el intervalo 750°C-a-650°C se convierte en 1.0°C a 15.0°C/segundo; y un paso de chapado de realizar una galvanización en caliente sobre la superficie de la lámina de acero base obtenida después de la etapa de recocido.

[Expresión Numérica 1] (Expresión A) (10) El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (9), en el que la etapa de recocido y la etapa de chapado se llevan a cabo continuamente por un recocido continuo y linea de chapado que tiene un zona de precalentamiento, una zona de reducción, y una zona de chapado, y además, al menos parte de la zona de precalentamiento se establece a una zona de tratamiento de oxidación donde una proporción de aire siendo un valor del volumen de aire contenido en una gas mixto por unidad de volumen, siendo un gas mixto de aire que se utiliza para un quemador para el calentamiento y la combustión de gas, dividido por el volumen de aire teóricamente requerido para la combustión completa del gas de combustión contenida en la mezcla de gases por unidad de volumen es de 0.7 a 1.2, y en la zona de tratamiento de oxidación, los óxidos se generan en una porción de la capa superficial de la lámina de acero base obtenida después de la laminación en frió, y a continuación en la zona de reducción, donde una proporción de presión parcial P(H20)/P(H2) siendo un valor de presión parcial de vapor de agua dividido por una presión parcial de hidrógeno es 0.0001 a 2.0, los óxidos se reducen, y luego en la zona de chapado, la lámina de acero base que ha pasado a través de la zona de reducción se sumerge en un baño de galvanización por inmersión en caliente con una temperatura de baño de chapado ajustado a 450°C a 470°C y una cantidad efectiva de Al en el baño de chapado ajustado a 0.01% a 0.18% en masa bajo la condición de que la temperatura de la lámina de acero en el momento de entrar en el baño de chapado es desde 430°C hasta 490°C, y por lo tanto la galvanización por inmersión en caliente se lleva a cabo en la superficie de la lámina de acero base. (11) El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con (9), incluye además: después de la etapa de chapado, una etapa de tratamiento de aleación para una capa de aleación de la galvanización por inmersión en caliente.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, tal como una lámina de acero galvanizado en caliente usando una lámina de acero de alta resistencia como material base, es posible obtener una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada y tiene una pequeña anisotropia de la resistencia a la fractura retardada a pesar de ser una lámina delgada sin perjudicar la ductilidad y resistencia. Por lo tanto, incluso cuando se utiliza la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente invención como un miembro en el que una carga alta actúa como una lámina delgada, la alta seguridad se puede asegurar, y hay un pequeño riesgo de que la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia es sometido a restricciones en términos de diseño y de trabajo, por lo que es posible aumentar el grado de libertad de diseño y trabajo para expandir su campo de aplicación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia.

DESCRIPCIÓN DE LAS MODALIDADES En lo sucesivo, una modalidad de la presente invención se explicará en detalle.

Una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad es básicamente que una lámina de acero de alta resistencia que tiene una composición química predeterminada y que tiene una estructura de acero adecuadamente ajustada se establece como un material base y en la superficie de la lámina de acero a ser el material base, se forma una capa de galvanizado por inmersión en caliente. Por cierto, la capa de galvanizado por inmersión en caliente en la superficie de una lámina de acero base también puede ser uno que se somete a un tratamiento de aleación después de ser sometido a la galvanización en caliente (una capa de galvanizado por inmersión en caliente aleado) . Aquí, los espesores de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad y la lámina de acero a ser el material base no se limitan en particular, pero en general, la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada es probable que ocurra en una lámina de acero que tiene un espesor de lámina delgada, de modo que el efecto de la presente inventó también se incrementa cuando el espesor de la lámina de acero base es delgada. Por tanto, es apropiado aplicar la presente invención al caso en que la lámina de acero base es una lámina delgada. En concreto, el espesor de la lámina de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia es preferentemente 0.6 mm a 5.0 mm. Es decir, cuando el espesor de la hoja de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia se convierte en menos de 0.6 mm, se hace difícil mantener la forma de la lámina de acero plana. Por otro lado, cuando el espesor de la hoja de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia excede 5.0 mm, se convierte en dificultades para enfriar uniformemente el interior de la lámina de acero. Además, el espesor de la hoja de la lámina de acero base es preferiblemente 3.0 mm o menos, y más preferiblemente 2.0 mm o menos.

En esta modalidad, se fabrica una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia capaz de lograr la reducción segura en la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada y simultáneamente con la mejora suficiente de la resistencia a la fractura retardada asegurando al mismo tiempo la ductilidad (formando capacidad de trabajo) y la resistencia por (a) a (f) a continuación. (a) convertir un cuerpo principal de una microestructura de una estructura de acero de la lámina de acero base en una fase de ferrita blanda. (b) limitar la ferrita no recristalizada de la fase de ferrita a una pequeña cantidad y al mismo tiempo, el control de una fase de austenita retenida a una pequeña cantidad. (c) el control de una proporción de diámetro de grano siendo un valor de, los granos de cristal en la fase de ferrita, un diámetro de grano en la dirección de laminación dividido por un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina para estar en un intervalo apropiado. (d) el control de una proporción de longitud que es un valor, de una estructura dura en forma de isla (estructura en forma de isla compuesta de un agregado de fases duras, tales como principalmente bainita, ferrita bainitica, martensita, y martensita templada) , una longitud en la dirección de laminado dividido por una longitud en la dirección de la anchura de lámina para estar en un intervalo apropiado. (e) el control de una proporción de aspecto promedio de inclusiones (principalmente sulfuros de Mn y/o inclusiones de compuestos gruesos que contienen sulfuros de Mn) para estar en un intervalo apropiado. (f) convertir una capa de superficie de la lámina de acero base en una capa descarburada relativamente gruesa y la dispersión de óxidos (óxidos que contienen principalmente Si y/o Mn) en la capa descarburada finamente y muy densamente.

A continuación, se explicarán las razones para limitar estas condiciones.

En primer lugar, se explicarán las razones para limitar una composición química de la lámina de acero para ser utilizada como el material base de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente invención. Por cierto, en la siguiente descripción, "%" significa % en masa a menos que se especifique lo contrario.

[C: 0.075% a 0.400% en masa] El C está contenido para aumentar la resistencia de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de C excede 0.400% en masa, la capacidad de soldadura de la lámina de acero se vuelve insuficiente. En vista de asegurar la capacidad de soldadura, el contenido de C es preferiblemente de 0.300% en masa o menos, y más preferiblemente de 0.250% en masa o menos. Por otro lado, cuando el contenido de C es menos de 0.075% en masa, la resistencia de la lámina de acero disminuye y se hace difícil asegurar la máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más. Con el fin de aumentar aún más la resistencia de la lámina de acero, el contenido de C es preferiblemente de 0.085% en masa o más, y más preferiblemente de 0.100% en masa o más.

[Si: 0.01 a 2.00% en masa] El Si es un elemento que suprime la generación de carburo a base de hierro en la lámina de acero y aumenta la resistencia y capacidad de conformación de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de Si excede 2.00% en masa, la lámina de acero se vuelve quebradizo y se deteriora la ductilidad para crear una posibilidad de que la laminación en frió se vuelva difícil de realizar. En vista de asegurar la ductilidad, el contenido de Si es preferiblemente 1.80% en masa o menos y más preferiblemente 1.50% en masa o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Si es inferior a 0.01% en masa, se hace difícil para suficientemente dispersar óxidos en la capa descarburada. En vista de esto, el valor límite inferior de Si es preferiblemente 0.20% en masa o más, y más preferiblemente 0.50% en masa o más.

[Mn: 0.80 a 3.50% en masa] El Mn se añade para aumentar la resistencia de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de Mn excede 3.50% en masa, un costra de Mn gruesa concentró en una porción se produce en una porción de centro de espesor de la lámina de acero. Como resultado, la fragilización de una losa se produce fácilmente, y un apuro tal como la rotura de una plancha colada se produce fácilmente. Además, cuando el contenido de Mn excede 3.50% en masa, se deteriora la capacidad de soldadura también. Por lo tanto, el contenido de Mn debe ser 3.50% en masa o menos. En vista de asegurar la capacidad de soldadura, el contenido de Mn es preferentemente 3.00% en masa o menos, y más preferiblemente 2.70% en masa o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Mn es menor que 0.80% en masa, se forma una gran cantidad de estructura suave durante el enfriamiento después del recocido, y por lo tanto se hace difícil asegurar la máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más. Por lo tanto, el contenido de Mn debe ser 0.80% en masa o más. Para aumentar aún más la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Mn es preferentemente 1.00% en masa o más, y más preferiblemente 1.30% en masa o más.

[P: 0.0001% hasta 0.100% en masa] El P tiende a segregar en una porción de centro de espesor de la hoja de la lámina de acero, y fragiliza la zona de soldadura. Cuando el contenido de P excede 0.100% en masa, la zona de soldadura se hace muy frágil, y por lo tanto el límite superior del contenido de P se establece en 0.100% en masa. Además, en vista de esto, el contenido de P es más preferiblemente 0.030% en masa o menos. Por otro lado, el establecimiento del contenido de P de menos de 0.0001% en masa se acompaña de un gran aumento en el costo de fabricación, de manera que 0.0001% en masa se establece como el valor límite inferior. Incidentalmente, el contenido de P es más preferiblemente 0.0010% en masa o más.

[S: 0.0001% hasta 0.0100% en masa] El S afecta negativamente la capacidad de soldadura y capacidad de manufactura durante la colada y la laminación en caliente. Por lo tanto, el valor limite superior del contenido de S se establece en 0.0100% en masa o menos. Además, el S enlaza a Mn para formar MnS grueso y disminuye la ductilidad y resistencia una capacidad de bordear de la lámina de acero, de manera que el contenido de S se ajusta preferiblemente a 0.0050% en masa o menos, y más preferiblemente ajustado a 0.0030% en masa o menos. Sin embargo, establecer el contenido de S a menos de 0.0001% en masa se acompaña de un gran aumento en el costo de fabricación, de manera que 0.0001% en masa se establece como el valor limite inferior. Incidentalmente, el contenido de S es preferiblemente de 0.0005% en masa o más, y más preferiblemente de 0.0010% en masa o más.

[Al: 0.001% a 2.00% en masa] El Al suprime la generación de carburo a base de hierro para aumentar la resistencia y la capacidad de conformado de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de Al excede 2.00% en masa, la capacidad de soldadura empeora, y por lo tanto el limite superior del contenido de Al se establece en 2.00% en masa. Además, en vista de esto, el contenido de Al es preferiblemente ajustado a 1.50% en masa o menos y más preferiblemente ajustado a 1.20% en masa o menos. Por otro lado, el efecto de la presente invención en particular se exhibe sin ajustar el limite inferior del contenido de Al. Sin embargo, el Al es una impureza inevitable existente en el material en cantidades muy pequeñas y establecer el contenido a menos del 0.001% en masa es acompañada por un gran aumento en el costo de fabricación. Por lo tanto, el contenido de Al se establece en 0.001% en masa o más. Además, Al es un elemento eficaz como un material desoxidante, de manera que con el fin de obtener más suficientemente el efecto desoxidante, el contenido de Al se establece preferiblemente a 0.010% en masa o más.

[N: 0.0001% hasta 0.0100% en masa] El N forma un nitruro grueso y se deteriora la ductilidad y resistencia capacidad de bordear de la lámina de acero, y por lo tanto su cantidad añadida debe ser suprimida. Cuando el contenido de N supera 0.0100% en masa, esta tendencia se vuelve significativa, de modo que el limite superior del contenido de N se establece en 0.0100% en masa. Además, N ocasiona la generación de respiraderos durante la soldadura, y por lo tanto una menor cantidad es mejor. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de N, pero si se establece el contenido de N a ser menos de 0.0001% en masa causa un gran aumento en el costo de fabricación, y por lo tanto, el limite inferior se establece en 0.0001 % en masa o más.

[O: 0.0001% hasta 0.0100% en masa] El O forma un óxido y la ductilidad se deteriora y la resistencia de la capacidad de bordear de la lámina de acero, y por tanto su contenido tiene que ser suprimido. Cuando el contenido de O excede de 0.0100% en masa, el deterioro de resistencia de la capacidad de bordear de la lámina de acero se vuelve significativo, y por lo tanto el limite superior del contenido de O se establece en 0.0100% en masa. Además, el contenido de O es preferiblemente de 0.0070% en masa o menos, y más preferiblemente de 0.0050% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de 0, pero si se establece el contenido de 0 a menos de 0.0001% en masa se acompaña de un gran aumento en el costo de fabricación, y por lo tanto, 0.0001% en masa se ajusta el limite inferior del contenido de O. Además, en vista del costo de fabricación, el contenido de O es preferiblemente de 0.0003% en masa o más, y más preferiblemente de 0.0005% en masa o más.

Además, una clase o dos o más tipos de elementos seleccionados de Cr, Ni, Cu, Mo, B y W también se pueden añadir a la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de esta modalidad según sea necesario. Las razones para la adición de estos elementos son como sigue.

[Cr: 0.01% a 2.00% en masa] El Cr suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para conseguir una alta resistencia de la lámina de acero. Por lo tanto, el Cr también se puede añadir a una losa en lugar de una parte de C y/o n. Cuando el contenido de Cr supera el 2.00% en masa, la capacidad de trabajo de la losa en una etapa de laminación en caliente se deteriora y disminuye la productividad, y por lo tanto el contenido de Cr se establece en 2.00% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de Cr, pero el contenido de Cr es preferiblemente 0.01% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero mediante la adición de Cr.

[Ni: 0.01% a 2.00% en masa] El Ni suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para conseguir una alta resistencia de la lámina de acero. Por lo tanto, el Ni se puede añadir también a la losa en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Ni es superior a 2.00% en masa, la capacidad de soldadura de la lámina de acero se deteriora, y por lo tanto el contenido de Ni se establece en 2.00% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de Ni, pero el contenido de Ni es preferiblemente de 0.01% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero por la adición de Ni.

[Cu: 0.01% a 2.00% en masa] El Cu es un elemento que aumenta la resistencia de la lámina de acero por partículas finas existente en acero. Por lo tanto, el Cu se puede añadir a la losa en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Cu supera 2.00% en masa, la capacidad de soldadura de la lámina de acero se deteriora, y por lo tanto el contenido de Cu se establece en 2.00% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el límite inferior del contenido de Cu, pero el contenido de Cu es preferiblemente 0.01% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero por la adición de Cu.

[Mo: 0.01% a 2.00% en masa] El Mo suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para conseguir una alta resistencia de la lámina de acero. Por lo tanto, el Mo se puede añadir también a la losa en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Mo excede 2.00% en masa, la capacidad de trabajo de la losa en la etapa de laminación en caliente se deteriora y disminuye la productividad, de modo que el contenido de Mo se establece en 2.00% en masa o menos.

El efecto de la presente invención se exhibe sin particular ajustar el limite inferior del contenido de Mo, pero el contenido de Mo es preferiblemente 0.01% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero por la adición de Mo.

[W: 0.01% a 2.00% en masa] El W suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para conseguir una alta resistencia de la lámina de acero, y también se puede añadir a la losa en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de W excede 2.00% en masa, la capacidad de trabajo de la losa en la etapa de laminación en caliente se deteriora y disminuye la productividad, de modo que el contenido de W es preferiblemente 200% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de W, pero el contenido de W es preferiblemente 0.01% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero por W.

[B: 0.0001% hasta 0.0100% en masa] El B suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para conseguir una alta resistencia de la lámina de acero. Por lo tanto, B se puede añadir también a la losa en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de B excede 0.0100% en masa, la capacidad de trabajo de la losa en la etapa de laminación en caliente se deteriora y disminuye la productividad, de modo que el contenido de B se establece en 0.0100% en masa o menos. En vista de la productividad, el contenido de B es más preferiblemente 0.0050% en masa o menos, y aún más preferiblemente 0.0030% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de B, pero el contenido de B se establece preferiblemente a 0.0001% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de lograr una alta resistencia de la lámina de acero por la adición de B. Para la consecución de más alta resistencia de la lámina de acero, el contenido de B es más preferiblemente 0.0003% en masa o más, y aún más preferiblemente de 0.0005% en masa o más.

Además, una clase o dos o más tipos de elementos seleccionados entre Ti, Nb y V también se puede añadir a la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente aleada de esta modalidad según sea necesario. Las razones para la adición de estos elementos son como sigue.

[Ti: 0.001% hasta 0.150% en masa] El Ti es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero por dislocación de fortalecimiento a través del fortalecimiento precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es superior a 0.150% en masa, la precipitación de carbonitruros aumenta y la capacidad de conformado de la lámina de acero se deteriora, y por lo tanto el contenido de Ti se establece en 0.150% en masa o menos. En vista de asegurar la capacidad de conformado de la lámina de acero, el contenido de Ti es más preferiblemente 0.100% en masa o menos y aún más preferiblemente de 0.070% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de Ti, pero el contenido de Ti es preferiblemente 0.001% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante la adición de Ti. Para el logro de más alta resistencia de la lámina de acero, el contenido de Ti es más preferiblemente 0.010% en masa o más, y todavía más preferiblemente 0.015% en masa o más.

[Nb: 0.001% hasta 0.100% en masa] El Nb es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero por fortalecimiento de dislocación a través del fortalecimiento precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Nb supera 0.100% en masa, la precipitación de carbonitruros aumenta y la capacidad de conformado de la lámina de acero se deteriora, y por lo tanto el contenido de Nb se establece en 0.100% en masa o menos. En vista de asegurar la capacidad de conformado de la lámina de acero, el contenido de Nb es más preferiblemente 0.050% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de Nb, pero el contenido de Nb es preferiblemente del 0.001% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante la adición de Nb. Para el logro de más alta resistencia de la lámina de acero, el contenido de Nb es preferiblemente 0.010% en masa o más.

[V: 0.001% hasta 0.300% en masa] El V es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero por fortalecimiento de dislocación a través del fortalecimiento precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de V sea superior a 0.300% en masa, la precipitación de carbonitruros aumenta y la capacidad de conformado de la lámina de acero se deteriora, y por lo tanto el contenido de V se establece en 0.300% en masa o menos. En vista de asegurar la capacidad de conformado de la lámina de acero, el contenido de V es más preferiblemente 0.200% en masa o menos, y todavía más preferiblemente 0.150% en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el límite inferior del contenido de V, pero el contenido de V es preferentemente 0.001% en masa o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante la adición de V.

Además, como otros elementos, 0.0001% a 0.0100% en masa en total de un tipo o de dos o más tipos de Ca, Ce, Mg, Zr, La, y REM pueden también ser añadidos a la lámina de acero base en la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente aleado en esta modalidad. Las razones para la adición de estos elementos son como sigue.

El Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM son elementos eficaces para mejorar la capacidad de conformado de la lámina de acero, y una clase o dos o más clases de ellos pueden ser añadidos a la losa. Sin embargo, cuando el contenido total de un tipo o de dos o más tipos de Ca, Ce, Mg, Zr, La, y REM supera 0.0100 % en masa, hay un riesgo de que la ductilidad de la lámina de acero se vea afectada por el contrario. Por lo tanto, el contenido total de los respectivos elementos es preferentemente 0.0100 % en masa o menos. El efecto de la presente invención se exhibe sin particularmente establecer el límite inferior del contenido de un tipo o de dos o más tipos de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM, pero el contenido total de los respectivos elementos es preferentemente 0.0001 % en masa o más para obtener suficientemente el efecto de mejorar la capacidad de conformado de la lámina de acero. En vista de la capacidad de conformado de la lámina de acero, el contenido total de un tipo o de dos o más tipos de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM es más preferiblemente 0.0005 % en masa o más, y aún más preferiblemente de 0.0010 % en masa o más.

Tenga en cuenta que REM es sinónimo de Metal de Tierras Raras, y se refiere a un elemento que pertenece a la serie de los lantánidos . En esta modalidad, REM o Ce menudo se añade en el metal Misen, y puede contener elementos de la serie de los lantánidos otro que el de La y Ce en una forma compleja. El efecto de la presente invención se exhibe aun cuando los elementos de la serie de los lantánidos otro que el de La y Ce están contenidos en la losa como impurezas inevitables. Además, el efecto de la presente invención se exhibe en incluso cuando se añaden metales de La y Ce a la losa.

El balance que no sea los respectivos elementos anteriores de la lámina de acero base sólo necesita ser ajustado en Fe e impurezas inevitables. Incidentalmente, una cantidad muy pequeña de cada uno de Cr, Ni, Cu, Mo, W, B, Ti, Nb, y V descrito anteriormente es menor que la anterior se permitió un valor limite inferior descrito para ser contenida como impureza. Además, con respecto Ca, Ce, Mg, Zr, La, y REM, asi, una cantidad de minutos de ellos siendo menor que la anteriormente descrita se permite el valor limite inferior del contenido total de ellos para ser contenida como impureza.

A continuación, se explicará la estructura de la lámina de acero de alta resistencia para ser utilizada como el material base de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad.

La estructura de la lámina de acero de alta resistencia para ser utilizada como el material base de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad se establece que como su microestructura, en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 espesor de la lámina con espesor de la lámina de acero desde la superficie de la lámina de acero siendo el centro, de 40% a 90% en fracción en volumen de una fase de ferrita está contenida y austenita retenida se controla a 5% o menos en la fracción en volumen. Entonces, la fase de ferrita se establece que una proporción de ferrita no recristalizada a toda la fase de ferrita se controla a 50% o menos en la fracción en volumen .

Aquí, la razón por la cual la estructura en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 de espesor de la lámina con espesor de la lámina de acero de la superficie de la lámina de acero siendo el centro es controlado porque la estructura en este intervalo puede considerarse como una representación de la estructura de la lámina de acero completa a excepción de la capa descarburada en la porción de la capa superficial de la lámina de acero. Es decir, esto es porque mientras la estructura descrita anteriormente se forma en este intervalo, la lámina de acero completa a excepción de la capa descarburada en la porción de capa superficial de la lámina de acero se puede determinar a ser la estructura descrita anteriormente.

Como se describió anteriormente, la estructura que contiene una gran cantidad de ferrita se establece, y al mismo tiempo, la proporción de ferrita no recristalizada contenida en la fase de ferrita se controla a 50% o menos en la fracción en volumen, y se retiene más austenita que se controla para ser pequeño en cantidad, y de tal modo que es posible lograr la lámina de acero de alta resistencia cuya resistencia a la fractura retardada se mejora asegurando al mismo tiempo una buena ductilidad. Entonces, habrá ser explicado por razones para limitar estas condiciones la estructura.

[Ferrita: 40% hasta 90%] La ferrita es una estructura eficaz para mejorar la ductilidad de la lámina de acero, y de 40% a 90% en la fracción en volumen debe estar contenida en la estructura laminar de acero. Cuando la fracción en volumen de ferrita es de menos de 40%, hay un riesgo de que la ductilidad suficiente de la lámina de acero no se pueda obtener. La fracción en volumen de ferrita contenida en la estructura laminar de acero es más preferiblemente a 45% o más, y aún más preferiblemente a 50% o más en vista de la ductilidad de la lámina de acero. Por otra parte, es una estructura de ferrita blanda, de modo que cuando su fracción en volumen supera el 90%, hay un riesgo de que la resistencia suficiente de la lámina de acero no se pueda obtener. Con el fin de aumentar suficientemente la resistencia de la lámina de acero, la fracción en volumen de ferrita contenida en la estructura laminar de acero se ajusta preferiblemente a 85% o menos, y más preferiblemente ajustado a 75% o menos.

[Austenita retenida: 5% o menos] La austenita retenida se transforma en martensita muy dura durante el trabajo para aumentar drásticamente la capacidad de trabajo de endurecimiento, por lo que es una estructura eficaz para mejorar la resistencia y la ductilidad de la lámina de acero y puede estar contenida en la lámina de acero. Sin embargo, la martensita muy dura transformada desde la austenita retenida promueve significativamente la fractura retardada de la lámina de acero causado por la entrada de hidrógeno, para así deteriorándose la resistencia a la fractura retardada. Por esta razón, el limite superior de la fracción en volumen de austenita retenida se establece en 5.0% o menos. Además, en vista de ello, la fracción en volumen de austenita retenida se ajusta preferiblemente a 3.0% o menos, y puede ser 0%.

Aquí, la fracción en volumen de austenita retenida se puede medir de la siguiente manera.

Es decir, el análisis de rayos X se realizó sobre una superficie de observación que es una superficie en la posición de 1/4 de espesor de la lámina con espesor de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base y es paralela a la superficie laminar de la lámina de acero base. Entonces, a partir de un resultado de ello, se calcula una fracción en área de la austenita retenida en la superficie de observación. En esta modalidad, esta fracción de área es considerada como la fracción en volumen de austenita retenida de 1/8 espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 espesor con la lámina de espesor de la lámina de acero base de la superficie de la base de acero laminar siendo el centro. Dicho sea de paso, la superficie de observación se puede fijar en una posición arbitraria de 1/8 espesor a 3/8 de espesor con tal de que es paralela a la superficie de la lámina de la lámina de acero base.

[Ferrita no recristalizada : 50% o menos a toda la fase de ferrita] La ferrita incluye tres tipos: de ferrita recristalizada en la que la recristalización se ha causado en una etapa de recocido; la ferrita no recristalizada en la que ninguna recristalización se ha causado y orientaciones de cristal después de la laminación en frió permanecerá; y la ferrita transformada que se ha transformado una vez inversa en austenita en una etapa de recocido a continuación la fase transformad a ferrita.

Entre ellos, la ferrita no recristalizada no es preferible porque orientaciones de cristal son desviadas por laminación en frió para aumentar la anisotropía de la lámina de acero. En vista de esto, la proporción de ferrita no recristalizada a toda la ferrita se establece en menos de 50% en fracción en volumen. Además, dentro de la ferrita no recristalizada, existen muchas dislocaciones y/o subestructuras de dislocación, por lo que la existencia de una gran cantidad de ferrita no recristalizada causa una disminución de la ductilidad de la lámina de acero. En vista de esto, la fracción en volumen de ferrita no recristalizada en la lámina de acero tiene que ser disminuido, la fracción en volumen de ferrita no recristalizada a toda la ferrita se establece preferiblemente a menos del 30%, y más preferiblemente ajustado a menos de 15 %. La fracción en volumen inferior de ferrita no recristalizada es más preferible, y también puede ser 0%.

Aquí, la fracción en volumen de ferrita no recristalizada se puede medir de la siguiente manera.

Es decir, la ferrita no recristalizada tiene una característica que un cambio de orientación cristalina en un solo grano de cristal de muchos trastornos y/o subestructuras de dislocaciones existe en el interior de ferrita no recristalizada . Además, la bainita, ferrita bainítica, martensita y martensita revenida constituidos por cristales BCC de hierro salvo ferrita cada uno también tiene muchas dislocaciones y/o subestructuras dislocación hay dentro de manera similar a la ferrita no recristalizada, para asi tener una característica que la los cambios de orientación del cristal en un solo grano de cristal de manera similar. Por otro lado, en cada grano de cristal de ferrita recristalizada y ferrita transformada, no existe una orientación errónea de 1.0o o más.

Por esta característica, la ferrita no recristalizada y las otras ferritas se pueden distinguir mediante la realización de análisis de orientación de los cristales de alta resolución mediante un método EBSD (Electrón Bach-Scattering Diffraction) en un campo visual en el que la observación FE-SEM se ha realizado para medir las fracciones estructurales. Concretamente, una superficie que está en la posición de 1/4 espesor del espesor de la hoja de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base y es paralela a la superficie de la hoja de la lámina de acero base es con acabado de espejo, y es sometido al análisis de orientación de los cristales de alta resolución usando un método EBSD en una etapa de medición de 0.5 µ??. A continuación, una orientación errónea de cristal entre un segundo punto de medición de proximidad y cada punto de medición se obtiene, los puntos de cada uno que tiene una orientación errónea cristalina de 5.0° o más son ignorados como un punto que se determinará para pertenecer a un grano de cristal diferente, y se obtiene un valor promedio de misorientaciones de cristal de un grupo de los segundos restantes puntos de medición de proximidad que tienen cada una orientación errónea cristalina de 5.0° o menos y se determinó que en el mismo grano de cristal. Entonces, es posible que los puntos que tienen cada uno el valor promedio de menos de 1.0° se determinan para ser ferrita recristalizada o ferrita transformada para obtener una fracción de área de ellos. Entonces, mediante la comparación de la fracción de área de toda la ferrita obtenida por observación FE-SEM y las fracciones de área de ferrita transformada o ferrita recristalizada, la fracción de área de la ferrita no recristalizada y la proporción de la ferrita no recristalizada a toda la ferrita se puede obtener. En esta modalidad, la fracción de área de la ferrita no recristalizada obtenida de esta manera se considera como la fracción en volumen de ferrita no recristalizada.

[Otras estructuras de acero] Como las estructuras de acero que no sean la fase ferrita antes descrita (incluyendo ferrita no recristalizada) y retenidos de la fase austenita, bainita, ferrita bainitica y martensita (martensita templada o martensita fresca) están contenidos normalmente, y además la perlita y cementita gruesa a veces se encuentran. Las proporciones de estas estructuras no se limitan, en particular, para ser controladas preferiblemente dependiendo del uso previsto. Por ejemplo, se requiere una proporción de alto rendimiento (= tensión de fluencia/resistencia a la tensión) se requiere en la lámina de acero, la proporción (fracción en volumen) de bainita, ferrita bainitica, martensita, martensita templada, perlita, y asi sucesivamente se ajusta preferiblemente a 40% o más en total. Por otro lado, cuando se requiere una mejora adicional de la ductilidad de la lámina de acero, la proporción (fracción en volumen) de bainita, ferrita bainitica, martensita, martensita templada, perlita, y asi sucesivamente se ajusta preferiblemente a 40% o menos en total.

Por cierto, como se describe anteriormente, la proporción de cada una de las estructuras de acero distintas de la fase de ferrita (incluyendo ferrita no recristalizada) y la fase de austenita retenida no está limitada en particular, pero cada intervalo preferible y su razón son los siguientes.

[Martensita dulce: 40% o menos] La martensita fresca es una estructura para mejorar en gran medida la resistencia a la tensión. Cuando la proporción de martensita fresca excede 40% en la fracción en volumen, la ductilidad de la lámina de acero se deteriora en gran medida. Por lo tanto, la martensita fresca también puede estar contenida en la lámina de acero base con un 40% de la fracción en volumen ajustado como limite superior. Con el fin de aumentar suficientemente la resistencia a la tensión de la lámina de acero, la fracción en volumen de la martensita fresca se ajusta preferiblemente a 4% o más. Por otro lado, la martensita fresca se convierte en un punto de partida de la fractura a deteriorarse la dureza a baja temperatura, de modo que la fracción en volumen de la martensita fresca se ajusta preferiblemente a 20% o menos, más preferiblemente se ajusta a 15% o menos, y todavía más preferiblemente se ajusta a 12% o menos .

[Martensita revenida: 50% o menos] La martensita revenida es una estructura para mejorar en gran medida la resistencia a la tensión de la lámina de acero y no convertirse fácilmente en un punto de partida de la fractura de la lámina de acero, de modo que el 50% o menos en la fracción en volumen también puede estar contenida en la estructura de lámina de acero. Cuando la fracción en volumen de martensita templada excede 50%, la ductilidad de la lámina de acero en gran medida se deteriora, lo que no es preferible.

(Ferrita bainítica y/o bainita: 60% o menos) La ferrita bainítica y/o bainita son/es excelente estructuras/una excelente estructura que contribuye a un equilibrio entre resistencia y ductilidad de la lámina de acero, y también pueden estar contenida en la estructura de la lámina de acero en una fracción en volumen de 60% o menos. Además, la ferrita bainitica y bainita son microestructuras cada con un grado intermedio de resistencia entre ferrita suave y martensita dura y con un grado intermedio de resistencia entre martensita revenida y austenita retenida. Por lo tanto, cuando se están utilizando con el objetivo de sofisticación de la lámina de acero, estas estructuras están contenidos ambos en la lámina de acero, para disminuir de ese modo una diferencia dura local dentro de la lámina de acero y para proporcionar un efecto de suprimir la aparición de fractura, lo cual es preferible en vista de la dureza a baja temperatura. Con el fin de obtener suficientemente este efecto, la fracción en volumen de ferrita bainitica y/o bainita es preferiblemente 10% o más, y más preferiblemente 15% o más. Por otra parte, cuando la fracción en volumen de la ferrita bainitica y/o bainita excede 60%, la ductilidad de la lámina de acero se deteriora, lo que no es preferible. En vista de asegurar la ductilidad de la lámina de acero, la fracción en volumen de ferrita bainitica y/o bainita se establece preferiblemente a 50% o menos, y más preferiblemente ajustado a 45% o menos.

Además, en la estructura de hoja de acero de la lámina de acero de alta resistencia establecido como el material base en esta modalidad, las estructuras tales como perlita y/o cementita gruesa distinto de los anteriores pueden también estar contenidas. Sin embargo, cuando la perlita y/o cementita gruesa son/se incrementaron en la estructura de la hoja de acero de la lámina de acero de alta resistencia, la capacidad de flexión de la lámina de acero se deteriora. A partir de esta, la fracción en volumen de perlita y/o cementita gruesa contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente de 6% o menos, y más preferiblemente 4% o menos en total.

Las fracciones en volumen de las estructuras respectivas contenidas en la estructura de la hoja de acero de la lámina de acero de alta resistencia para ser utilizada como el material base en esta modalidad se pueden medir mediante los siguientes métodos, por ejemplo.

Análisis de rayos X se lleva a cabo sobre una superficie de observación que está en 1/4 de espesor de la lámina de acero base y es paralela a la superficie de la hoja de la lámina de acero base, y desde un resultado de ello, se calcula una fracción de área de austenita retenida, y esta fracción de área puede ser considerada como la fracción en volumen de austenita retenida.

Aquí, las fracciones en volumen de las respectivas estructuras, es decir ferrita, ferrita bainitica, bainita, martensita templada, y martensita fresca se pueden obtener como sigue.

En primer lugar, una sección transversal paralela a la dirección de laminación de la lámina de acero base y perpendicular a la superficie de la lámina se establece como una superficie de observación, y se toma una muestra de la misma. A continuación, la superficie de observación es pulida y un ataque químico nital. A continuación, el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 de espesor de la hoja de espesor de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base siendo el centro se observa por un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM: Microscopio Electrónico de Barrido Emisión de Campo) para medir las fracciones de área de las respectivas estructuras, y esas fracciones de área puede ser consideradas como las fracciones en volumen de las respectivas estructuras.

Además, con respecto a la lámina de acero para ser utilizada como el material base en esta modalidad, (a) a (c) a continuación se establecen con el fin de reducir la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada, (a) ajusfar una proporción de diámetro de grano siendo un valor de, de los granos de cristal de la fase de ferrita en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero, un diámetro de grano en la dirección de laminación dividido por un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina (dirección perpendicular a la dirección de laminado) (= un diámetro de grano en la dirección de laminación ÷ un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina) para estar en el intervalo de 0.75 a 1.33. (b) ajustar una proporción de longitud siendo un valor de, de una estructura dura (fase dura) dispersada en una forma de isla en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero, una longitud en la dirección de laminación dividida por una longitud en la dirección de la anchura de lámina (= una longitud en la dirección de laminación ÷ una longitud en la dirección de la anchura de lámina) para estar en el intervalo de 0.75 a 1.33. (c) ajustar una proporción de aspecto promedio de inclusiones en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero a 5.0 o menos. En lo sucesivo, se explicará la limitación de razones y los métodos de medición de estos.

Proporción de los granos de cristal de la fase de ferrita, un diámetro de grano en la dirección de laminación y un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina Cuando los granos de cristal de ferrita se extienden en una dirección especifica en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) , la anisotropia en plano de la resistencia a la fractura retardada se ve reforzada. De los granos de cristal de la fase de ferrita, un diámetro promedio de grano en la dirección de laminación se establece en d(RD) y un diámetro promedio de grano en la dirección de la anchura de lámina se establece a d(TD) . Cuando d(RD)/d(TD) cae por debajo de 0.75, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de laminación de la lámina de acero disminuye con respecto a la dirección de anchura de la lámina. Por lo tanto, la proporción de, de los granos de cristal de la fase de ferrita, un diámetro de grano en la dirección de laminación y un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina, es decir, d(RD)/d(TD) se establece en 0.75 o más. Por cierto, d(RD)/d(TD) es preferiblemente 0.80 o más, y más preferiblemente 0.85 o más. Del mismo modo, cuando d(RD)/d(TD) es superior a 1.33, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de laminación de la lámina de acero disminuye con respecto a la dirección de anchura de la lámina. Por lo tanto, 1.33 se ajusta a ser el limite superior de d(RD)/d(TD) . Por cierto, d(RD)/d(TD) es preferiblemente 1.25 o menos, y más preferiblemente 1.18 o menos.

Por cierto, la medición de los diámetros de grano en las respectivas direcciones de los granos de cristal de la fase de ferrita se puede realizar de la siguiente manera.

Es decir, una superficie que es al 1/4 de espesor de la lámina con espesor de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base y es paralela a la superficie de la hoja de la lámina de acero base se corroe por Nital y se observa la superficie por un FE-SEM. Los diámetros de grano en la dirección de laminación y la dirección de la anchura de lámina de cada uno de 100 a 1000 granos de cristal de la fase de ferrita que se eligen al azar en la observación se miden.

Proporción de una estructura dura en forma de isla, una longitud en la dirección de laminación y una longitud en la dirección de anchura de la lámina La estructura dura es que los granos de cristal plurales se agregan para existir en una forma de isla en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero. Cuando esta estructura dura en forma de isla, se extiende en una dirección especifica en una superficie paralela a la superficie laminar (superficie laminada) de la lámina de acero, la anisotropia en plano de de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se ha mejorado. De las estructuras duras en forma de isla en una superficie paralela a la superficie de la lámina (la superficie laminada) de la lámina de acero, una longitud promedio en la dirección de laminado se ajusta en L(RD) y una longitud promedio en la dirección de anchura de la lámina se ajusta en L(TD) . Cuando L(RD)/L(TD) cae por debajo de 0.75, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de laminación de la lámina de acero disminuye con respecto a la dirección de la anchura de lámina, de modo que el valor de, de la estructura dura, la longitud en la dirección de laminación dividido por la longitud en la dirección de anchura de la lámina, a saber, el valor de L(RD)/L(TD) se establece en 0.75 o más .

Dicho sea de paso, L(RD)/L(TD) es preferiblemente 0.80 o más, y más preferiblemente 0.85 o más. Del mismo modo, cuando L(RD)/L(TD) es superior a 1.33, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de la anchura de lámina de la lámina de acero disminuye con respecto a la dirección de laminación, de modo que 1.33 se establece en el limite superior. L(RD)/L(TD) es preferiblemente 1.25 o menos, y más preferiblemente 1.18 o menos.

Dicho sea de paso, la estructura dura en forma de isla aquí significa una estructura en forma de isla compuesta de un agregado de fases duras, tales como bainita, ferrita bainitica, martensita, y martensita templada principalmente, en otras palabras, una estructura en la que los granos de cristal plural compuesta de fases más duras que el agregado de ferrita para formar una forma de isla que se dispersa en una fase matriz hecha de una fase de ferrita.

La medición de la proporción de la longitud de la estructura dura en forma de isla se puede realizar de la siguiente manera.

Es decir, primero, una superficie que es 1/4 de espesor de la lámina con espesor de la lámina de acero base de la superficie de la lámina de acero base y es paralela a la superficie de la lámina de la lámina de acero base es terminada en espejo para ser sometido para análisis de orientación de los cristales de alta resolución mediante un método EBSD en una etapa de medición de 05 µp?. ? continuación, se obtiene una orientación errónea de cristal de entre un segundo punto de medición de proximidad y cada punto de medición, los puntos de cada uno que tiene una orientación errónea cristalina de 5.0° o menos y se determinó que en el mismo grano de cristal sólo se extraen, y un valor promedio de cristal de orientaciones equivocadas se obtiene un grupo de los puntos. Entonces, los puntos que tienen cada uno el valor promedio de 1.0° o más se asignan. Los puntos cada uno que tiene la orientación errónea de cristal promedio de 1.0° o más son a veces de ferrita no recristalizada, asi como la estructura dura. Por lo tanto, después de que el análisis de orientación de los cristales, el mismo campo visual que la utilizada para el análisis de orientación de los cristales se corroe por Nital y se observa por un FE-SEM para obtener un estado de dispersión de ferrita. Entonces, comparando el estado disperso de ferrita y el resultado del análisis de orientación de los cristales, sólo las estructuras duras pueden ser extraídas. En 30 a 300 estructuras duras en forma de isla escogidos al azar de las estructuras duras en forma de isla obtenido como anteriormente, las longitudes en la dirección de laminado y la dirección de la anchura de lámina de la lámina de acero base se miden y se obtiene su proporción .

[Proporción de aspecto de inclusiones] Un sulfuro de Mn grueso extendido y/o un compuesto de inclusión gruesa que contiene sulfuro de Mn deteriora significativamente/deteriora la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero. Cuando la proporción de aspecto promedio de inclusiones excede 5.0, la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero no puede obtenerse suficientemente, por lo que es necesario para ajustar la proporción de aspecto promedio de inclusiones contenidas en la lámina de acero base a 5.0 o menos. En vista de asegurar la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero, la proporción de aspecto promedio de las inclusiones es preferiblemente 4.0 o menos, y más preferiblemente 3.0 o menos. Cuanto menor sea la proporción de aspecto de las inclusiones, el más preferible es, y 1.0 se establece como el limite inferior de la proporción de aspecto de las inclusiones. Por cierto, la proporción de aspecto de las inclusiones aqui significa, cuando una forma de dos dimensiones de una inclusión se aproxima a una elipse, un valor de, de la elipse, un eje principal dividido por un eje menor (= un eje mayor ÷ una eje menor) .

Además, siempre y cuando las inclusiones gruesas anteriormente descritas son cada uno en una forma extendida de forma selectiva en una dirección especifica, la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se vuelve fuerte significativamente. De inclusiones en una superficie paralela a la superficie de la lámina (la superficie laminada) de la lámina de acero, una longitud promedio en la dirección de laminación se establece en D(RD) y una longitud promedio en la dirección de la anchura de lámina se establece en D(TD) Cuando D(DR)/D(TD) cae por debajo de 0.50, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de laminación de la lámina de acero se deteriora con respecto a la dirección de anchura de la lámina. Por otro lado, cuando D(DR)/D(TD) es superior a 2.00, la resistencia a la fractura retardada en la dirección de la anchura de hoja de la lámina de acero se deteriora con respecto a la dirección de laminación. Con el fin de reducir la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero, D(DR)/D(TD) está preferiblemente en el intervalo de 0.5-a-2.0. El limite inferior de D(DR)/D(TD) es preferiblemente 0.60 o más, y más preferiblemente 0.70 o más. El limite superior de la D (DR)/D(TD) es preferiblemente 1.67 o menos, y más preferiblemente 1.43 o menos.

La proporción de aspecto promedio de las inclusiones se puede conseguir de la siguiente manera.

Es decir, una sección transversal paralela a la dirección de laminación de la lámina de acero base y perpendicular a la superficie de la lámina es con acabado de espejo como una superficie de observación. A partir de entonces, mediante el uso de un FE-SE , de 10 a 100 inclusiones teniendo cada uno un diámetro de grano de 2 µp? o más se observan en un intervalo de 1/8 de espesor a 7/8 de espesor, y una proporción de aspecto de cada uno de ellos se obtiene. Entonces, un valor promedio de ellos se establece en una proporción de aspecto promedio. Además, también en una sección transversal perpendicular a la dirección de laminación de la lámina de acero base y perpendicular a la superficie de la lámina, se realiza la observación similar, y se obtiene una proporción de aspecto promedio. La proporción de aspecto promedio mayor de los dos se establece en la proporción de aspecto promedio de las inclusiones en la lámina de acero.

Además, la longitud en la dirección de laminación de inclusiones D(RD) se puede obtener de la siguiente manera.

Es decir, una sección transversal paralela a la dirección de laminación de la lámina de acero base y perpendicular a la superficie de la lámina es con acabado a espejo como una superficie de observación. A partir de entonces, mediante el uso de un FE-SEM, de 10 a 100 inclusiones teniendo cada uno un diámetro de grano de 2 µp? o más se observan en un intervalo de 1/8 de espesor a 7/8 de espesor. Entonces, la longitud a lo largo de la dirección de laminación de cada una de las inclusiones observadas se mide y un valor promedio de las longitudes se establece en la longitud en la dirección de laminación de inclusiones D(RD).

Del mismo modo, en una sección transversal perpendicular a la dirección de laminación de la lámina de acero y perpendicular a la superficie de la lámina, se obtiene la longitud de las inclusiones en la dirección de la anchura de lámina de inclusiones D(TD).

Por cierto, cuando se observa inclusiones, el análisis de la composición de inclusiones se realiza mediante el uso de un espectrómetro de rayos X de dispersión de energía proporcionada con la FE-SEM para confirmar que todas o algunas de las inclusiones son sulfuros de Mn, y la observación se lleva a cabo.

[Grado de desviación de las orientaciones de cristal] Además, , cuando el grado de deflexión de las orientaciones de cristal en la estructura de acero es alto en la lámina de acero base, la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se mejora. Es decir, cuando las orientaciones cristalinas de ferrita y estructuras duras (bainita, ferrita bainítica, martensita, y martensita templada) son desviadas en uno o dos o más direcciones específicas, la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero es mejorada. Por lo tanto, en esta modalidad, el grado de deflexión de estas estructuras se determina por una proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro BCC en la posición de 1/4 espesor de la hoja de espesor de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base (una fase de una estructura que tiene una estructura de red cúbica centrada en el cuerpo de la estructura de acero) . Concretamente, la proporción de intensidad aleatoria de rayos X se controla preferiblemente a 4.0 o menos. Una de las razones de los mismos es la siguiente.

Las estructuras descritas anteriormente están constituidas por cristales BCC de hierro (cristales de una red cúbica centrada en el cuerpo) . Por lo tanto, una textura de cristales BCC de hierro se miden por un método de difracción de rayos X, lo que permite evaluar el grado de deflexión de las estructuras. La proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro BCC sólo necesita ser obtenido a partir de una función de distribución de la orientación (Función de Distribución de Orientación:, que se llamará ODF, en lo sucesivo) , que se calcula por un método de expansión de la serie sobre la base de una pluralidad de figuras de polo fuera de las figuras de polo de {110}, {100), {211}, y {310} medida por difracción de rayos X y muestra una textura tridimensional. Por cierto, la proporción de intensidad aleatoria de rayos X es un valor numérico obtenido mediante la medición de intensidades de rayos X de una muestra estándar no teniendo acumulación en una orientación especifica y una muestra de ensayo en las mismas condiciones por un método de difracción de rayos X, o similares y dividiendo la intensidad de los rayos X obtenido de la muestra de ensayo por la intensidad de rayos X de la muestra estándar.

La fabricación de las muestras por difracción de rayos X se realiza como sigue. La lámina de acero se pule hasta una posición predeterminada en la dirección de espesor de la lámina por pulido mecánico, pulido químico, o similar, para eliminar tensión por pulido electrolítico, pulido químico, o similar, según sea necesario, y al mismo tiempo, la muestra es ajustado de tal manera que una superficie en la posición de 1/4 espesor de la lámina de espesor de la lámina de acero base de la superficie de la lámina de acero base se convierte en una superficie de medición. Tenga en cuenta que es difícil de posicionar la superficie de medición en un cuarto espesor precisamente. Por lo tanto, la muestra sólo necesita ser fabricado de una manera tal que una región dentro de un intervalo de 3% del espesor de la lámina con la posición específica (posición de 1/4 espesor de la lámina de espesor de la lámina de acero base desde la superficie de la lámina de acero base) siendo el centro se convierte en una superficie de medición. Además, cuando la medición por difracción de rayos X es difícil, un número estadísticamente suficiente de mediciones puede también ser realizada por un método de EBSD.

Con el fin de reducir suficientemente la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada, el pico de intensidad en las respectivas secciones transversales en q>2 = 0o, 45°, 60° en el espacio de Euler se obtienen en la función de distribución de orientaciones antes descrito (ODF) y por el valor máximo de las intensidades de los picos, se evalúa el grado de deflexión de las estructuras. Con el fin de reducir suficientemente la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero, la intensidad del pico se ajusta deseablemente a 4.0 o menos. Para la reducción de la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero, la intensidad del pico inferior es más preferible, y que se ajusta más preferiblemente a 3.5 o menos, y todavía más preferiblemente ajustado a 3.0 o menos. El límite inferior de la intensidad del pico no se obtiene, en particular, pero es bastante difícil de establecer la intensidad de pico a menos de 1.5 industrialmente, de manera que se ajusta preferiblemente a 1.5 o más.

[La capa descarburada] En esta modalidad, con el fin de evitar la aparición de fractura retardada causada por el hidrógeno al entrar desde la superficie de la lámina de acero, se controla una microestructura de la porción de capa superficial (capa de superficie) de la lámina de acero base. Concretamente, con el fin de evitar la fractura retardada a partir de la porción de la capa superficial de la lámina de acero base, la porción de capa superficial de la lámina de acero base se convierte en una capa descarburada cuya duras estructuras se reducen, y en la capa descarburada, finos óxidos de trabajo como sitios para atrapar hidrógeno se dispersan muy densamente. En esta modalidad, la difusión de hidrógeno en el interior de la porción de capa superficial de la lámina de acero base se evita de esta manera, para mejorar asi la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero. Es decir, (a) a (c) a continuación se exponen. (a) convertir la capa de superficie de la lámina de acero base en una capa descarburada que tiene un espesor de 0.01 a 10.0, µp?. (b) el establecimiento de un diámetro promedio de grano de óxidos en la capa descarburada a 500 nm o menos. (c) hacer que una densidad promedio de óxidos en la capa descarburada caiga dentro de un intervalo de 1.0 X 1012, óxidos/m2 a 1.0 X 1016 óxidos/m2 Estas razones limitantes son de la siguiente manera. La lámina de acero base tiene la capa descarburada que tiene un espesor suficiente (estructuras duras cuyas capas se reducen) en la porción de capa superficial, para hacer posible de ese modo suprimir la fractura retardada a partir de la porción de capa superficial. Cuando el espesor de la capa descarburada es menos de 0.01 µp?, la fractura retardada en la porción de capa superficial de la lámina de acero base no se suprime, de modo que el espesor de la capa descarburada se establece en 0.01 µp? o más. Con el fin de mejorar suficientemente la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero, el espesor de la capa descarburada se ajusta preferiblemente a 0.10 µ?? o más, y más preferiblemente 0.30 µp? o más. Por otro lado, una capa descarburada excesivamente gruesa disminuye la resistencia a la tensión y resistencia a la fatiga de la lámina de acero. En vista de esto, el espesor de la capa descarburada se establece en 10.0 µp? o menos. En vista de la resistencia a la fatiga, el espesor de la capa descarburada es preferiblemente 9.0 µ?? o menos, y más preferiblemente 8.0 µ?a o menos.

Por cierto, la capa descarburada es una región continua desde una superficie superior de una base de hierro en el interior de la lámina de acero, e indica una región en la que la fracción en volumen de la estructura dura es igual a o menor que la mitad de la fracción en volumen de la estructura dura en la posición de 1/4 de espesor del espesor de la lámina de acero base (la porción de base de hierro) . Además, la estructura dura dicho en el presente documento indica una estructura compuesta de fases más duras que la ferrita, es decir una estructura compuesta de fases tales como principalmente bainita, ferrita bainitica, martensita, martensita templada, y austenita retenida.

Además, el espesor de la capa descarburada se determina como sigue. Es decir, una superficie de medición obtenida por el espejo acabado de una sección transversal paralela a la dirección de laminación de la lámina de acero y perpendicular a la superficie de la lámina se observa mediante el uso de un FE-SEM, el espesor de la capa descarburada se mide en tres o más lugares en la lámina de acero único, y un valor promedio de los espesores se establece como el espesor de la capa descarburada .

[Los óxidos en la capa descarburada] La densidad y diámetros de grano de óxidos (óxidos que contienen Si y/o Mn principalmente) de forma dispersa existiendo en la capa descarburada de la lámina de acero también afectan en gran medida la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero. Es decir, los óxidos dispersos en los granos de cristal y/o en los limites de grano de cristal en la capa descarburada de la función de la lámina de acero como los sitios para atrapar hidrógeno externo para suprimir la entrada de hidrógeno en el interior de la lámina de acero, para contribuir de este modo a la mejora de la resistencia a la fractura retardada de la lámina de acero. Como la densidad de los óxidos es más alto, la entrada de hidrógeno se suprime, de manera que la densidad de los óxidos se establece en 1.0 X 1012 óxidos/m2 o más. Con el fin de suprimir más suficientemente la entrada de hidrógeno en el interior de la lámina de acero, la densidad de los óxidos se ajusta preferiblemente a 3.0 X 1012 óxidos/m2 o más, y más preferiblemente ajustado a 5.0 X 1012 óxidos/m2 o más. Por otro lado, cuando la densidad de los óxidos excede 1.0 X 1016 óxidos/m2, una distancia entre óxidos se vuelve excesivamente pequeña, la porción de capa superficial de la lámina de acero se rompe por el trabajo ligero, y una capa de chapado en un lado exterior de la misma es también roto. Por lo tanto, la densidad de los óxidos se establece en 1.0 X 1016 óxidos/m2 o menos. A fin de que la porción de capa superficial de la lámina de acero para exhibir suficiente capacidad de conformado, la densidad de los óxidos se ajusta preferiblemente a 5.0 X 1015 óxidos/m2 o menos, y más preferiblemente ajustado a 1.0 X 1015 óxidos/m2 o menos.

Además, como los óxidos que se dispersan en la porción de capa superficial (capa descarburada) de la lámina de acero base son más finos, que son eficaces como sitios para atrapar hidrógeno. Por lo tanto, el diámetro promedio de grano de óxidos se establece en 500 nm o menos. Con el fin de suprimir más eficazmente la difusión de hidrógeno, el diámetro de grano promedio de óxidos se ajusta preferiblemente a 300 nm o menos, y más preferiblemente se ajusta a 100 nm o menos. Aunque el limite inferior del diámetro de grano promedio de óxidos no es especialmente configurado, para ajusfar el diámetro de grano promedio a menos de 30 nm, es necesario controlar estrictamente atmósferas y temperaturas de tratamiento en los procesos de fabricación de la lámina de acero base, lo que hace dificil en la aplicación práctica. Por lo tanto, el diámetro de grano promedio de óxidos se ajusta preferiblemente a 30 nm o más.

Dicho sea de paso, los óxidos en la porción de capa superficial (capa descarburada) de la lámina de acero base se observan en una superficie de medición obtenido por el acabado a espejo de una sección transversal paralela a la dirección de laminación de la lámina de acero y perpendicular a la superficie de la lámina mediante el uso de un FE-SEM. La densidad de los óxidos se obtiene mediante la observación de 7 µ??2 de la capa descarburada para contar el número de óxido, o mediante el uso de un área de observación necesaria para contar hasta 1000 óxidos. Aquí, el área de observación significa un área de dos dimensiones de la porción a observar los óxidos. Además, el diámetro de grano promedio de óxidos se obtiene promediando los diámetros de círculo equivalente de 100 a 1000 óxidos elegidos al azar. Aquí, el diámetro equivalente de círculo significa la raíz cuadrada del producto de un diámetro de eje mayor y un diámetro de eje menor de una forma de dos dimensiones de la porción a observar los óxidos.

[El coeficiente de endurecimiento de trabajo (valor n) de la lámina de acero base] Como evaluación de la capacidad de trabajo de la lámina de acero base, es eficaz utilizar un coeficiente de endurecimiento de trabajo (valor n) , y el valor de n de la lámina de acero base en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de de alta resistencia de esta modalidad es deseablemente 0.060 o más. Cuando el valor de n de la lámina de acero base es menor que 0.060, la capacidad de trabajo de la lámina de acero se deteriora para causar un riesgo de que la fractura se produzca en la lámina de acero durante la conformación de trabajo duro.

[El índice de la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada] La resistencia a la fractura retardada es atribuible al hecho de que el hidrógeno para entrar externamente principalmente se difunde en el interior de la lámina de acero para causar la fragilización por hidrógeno. Por lo tanto, como un índice de la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada, particularmente un índice de la anisotropía en plano, es posible utilizar una proporción H(RD)/H(TD) siendo un valor de un contenido de hidrógeno difusible límite de H(RD) en la dirección de laminado en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero base dividida por un contenido de hidrógeno difusible límite de H (TD) en la dirección de la anchura de lámina en la superficie paralela a la superficie de la lámina (laminado de superficie) de la lámina de acero base de manera similar. En la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad, el valor de la proporción H(RD)/H(TD) descrita anteriormente de la lámina de acero base es deseablemente en el intervalo de 0.5 a 2.0, y más deseablemente en el intervalo de 0.5 a 1.5. Cuando el valor de la proporción H(RD)/H(TD) descrito anteriormente es menor que 0.5 o sobrepasa 2.0, la anisotropia en plano de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero es grande, y con el fin de garantizar la seguridad cuando se utiliza la lámina de acero como miembro al que se aplica una carga grande, la restricción en términos de diseño o de trabajo aumenta.

Por cierto, el contenido de hidrógeno difusible limite aqui significa un contenido de hidrógeno en la lámina de acero cuando el hidrógeno se ve obligado a entrar (se aplica en) el interior de la superficie de la lámina de acero y una carga (tensión) se aplica a la lámina de acero y la fractura se produce (por el contrario, un contenido de hidrógeno limite que no causa la fractura de fragilidad por hidrógeno) . Entonces, el contenido de hidrógeno difusible limite en la dirección de laminado en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero base significa un contenido de hidrógeno difusible limite cuando se aplica una carga a la lámina de acero en la dirección de laminación. El contenido de hidrógeno difusible limite en la dirección de anchura de la lámina en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) de la lámina de acero base significa un contenido de hidrógeno difusible limite cuando se aplica una carga a la lámina de acero en la dirección de anchura de la lámina.

Como un método para medir el contenido de hidrógeno difusible limite para la evaluación de la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada, el siguiente método puede ser aplicado con referencia a la literatura no patente 1. También en láminas de acero de los ejemplos que se describen más adelante, limitar el contenido de hidrógeno difusible en la dirección de laminación y en la dirección de la anchura de lámina de una lámina de acero base se midieron por el método.

Es decir, a partir de la lámina de acero, piezas de ensayo largo en la dirección de laminación y largo en la dirección de anchura de la lámina primero se cortan, y las probetas son cada uno de forma preliminar trabajadas en forma de U. Luego, una tensión de 0.6 veces la resistencia a la tensión se aplica a una porción de trabajo en forma de U de cada una de las piezas de ensayo, y a continuación, las piezas de ensayo se cargó con hidrógeno por electrólisis de cátodo a una densidad de corriente de 0.05 mA/cm2 en una solución de 0.3% de tiocianato de amonio, y un contenido de hidrógeno en cada una de las piezas de ensayo inmediatamente después de la fractura se mide por un análisis a temperatura programada por cromatografía de gases. Los respectivos contenidos de hidrógeno de la pieza de ensayo en la dirección de laminación y la dirección de anchura de la lámina de la pieza de ensayo que se miden de esta manera se establecen en el contenido de hidrógeno difusible límite en la dirección de laminación y el contenido de hidrógeno difusible límite en la dirección de anchura de la lámina, respectivamente.

Además, como la evaluación de la resistencia a la fractura retardada en sí de la lámina de acero, las piezas de ensayo en forma de U en las dos direcciones que se preparan de la misma manera que el anterior se sumergen en ácido clorhídrico, y el caso en el que uno o más de la prueba piezas están fracturadas dentro de 24 horas se determina que la resistencia a la fractura retardada es pobre.

[Capa de galvanizado por inmersión en caliente] La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad es que la capa de galvanizado por inmersión en caliente se forma sobre la capa descarburada en la lámina de acero base descrito anteriormente. Una cantidad de adhesión de la capa de galvanizado por inmersión en caliente no está particularmente limitada, pero es deseablemente 20 g/m2 o más en vista de la resistencia a la corrosión de la lámina de acero y es deseablemente 150 g/m2 o menos en vista de la eficiencia económica.

Además, esta capa de galvanizado por inmersión en caliente también puede ser una capa de aleación compuesta principalmente por una aleación de Zn-Fe (capa de galvanizado por inmersión en caliente aleado) . La capa de aleación compuesta principalmente de una aleación de Zn-Fe (capa de galvanización por inmersión en caliente aleado) se forma de manera que una capa de chapado de Zn se forma en la superficie de la lámina de acero base por galvanización en caliente para luego ser recalentados a una temperatura igual o mayor que el punto de fusión de Zn y se somete a un tratamiento de aleación para difundir Fe en la lámina de acero base dentro de la capa de chapado. En este caso, el contenido promedio de Fe en la capa de galvanizado por inmersión en caliente aleado está preferiblemente en el intervalo de 8.0-a-12.0-% en masa. Además, incluso cuando la capa de galvanización por inmersión en caliente contiene un tipo o dos o más tipos de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, n, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, y REM en pequeñas cantidades, además de Zn y Fe, el efecto de la presente invención no se deteriora. Además, dependiendo sobre este/su cantidad, esto tiene una ventaja tales como mejoras en la resistencia a la corrosión y facilidad de trabajo.

A continuación, se explicará un ejemplo de un método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad.

[Fundición de una losa] En primer lugar, una losa que tiene componentes químicos (composición) controlados con respecto a la lámina de acero base descrita anteriormente se moldea de acuerdo con un método ordinario tal como colada continua o una colada de plancha delgada, y la losa se lamina en caliente. Por cierto, el método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta modalidad también es compatible con un proceso como el de laminación de colada continua directa (CC-DR) en el que la laminación en caliente se lleva a cabo inmediatamente después de la fundición.

[Calentamiento de la losa] La losa obtenida se calienta a una temperatura de 1080 °C o superior, preferiblemente 1180°C o superior para la laminación en caliente. Con el fin de suprimir la anisotropía de las orientaciones de cristal atribuibles a la colada, es necesario fijar una temperatura de calentamiento de losa para 1080°C o superior, preferiblemente 1180°C o superior. Además, en vista de lo anterior, la temperatura de calentamiento de losa se ajusta más preferiblemente a 1200°C o superior. El límite superior de la temperatura de calentamiento de losa no es especialmente ajustado, pero con el fin de calentarlo a mayor que 1300 °C, una gran cantidad de energía necesita ser aplicada, de manera que la temperatura de calentamiento de losa se ajusta preferiblemente a 1300°C o inferior.

[La laminación en caliente] Después de calentar la losa, se lleva a cabo la laminación en caliente. Cuando el laminado se realiza en el trabajo en caliente, la dureza de las inclusiones disminuye a alta temperatura. Por lo tanto, cuando se realiza la reducción excesiva a la temperatura alta, las inclusiones se extienden en una dirección, lo que resulta en que la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se deteriora y su anisotropia también aumenta. Con el fin de evitar esto, la laminación en caliente se lleva a cabo en un intervalo satisfactorio como expresa la Expresión 1 a continuación. En la Expresión 1, N de la laminación en caliente representa el número total de pasadas de laminación. Además, el contenido de ? representa una expresión para el paso i-ésimo en la laminación en caliente, i representa un número de pasada (i = 1 a N) , TPi representa una temperatura de laminación en el paso i-ésimo (°C), y p representa una proporción de reducción en el paso i-ésimo (-) . A medida que el paso es anterior en términos de tiempo, el valor del número i de pasada se convierte en un valor más pequeño.

[Expresión numérica 2] (Expresión 1) La Expresión 1 es una expresión para evaluar el grado de extensión de inclusiones por el laminado. La Expresión 1 que expresa como el valor de la Expresión 1 es más pequeño, las inclusiones se extienden de forma isotrópica a ser inofensivo. El término exponencial de la Expresión 1 es un término relacionado con la distribución de la tensión entre una parte del hierro de la lámina de acero y las inclusiones. El término expresa que a medida que el valor de este término exponencial es más grande, la tensión introduce inclusiones fácilmente y las inclusiones fácilmente se extienden en una dirección. En la Expresión 1, el término de {1/(1543 - Tpi) - 1.00 X 10"3} es un término relacionado con la suavidad de las inclusiones. El término expresa que a medida que el valor de este término es más grande, las inclusiones son suaves y se extienden fácilmente en una dirección.

Por lo tanto, en esta modalidad, una cantidad de reducción y una temperatura de laminación en cada pase se controlan de tal manera que el valor de la Expresión 1 se convierte en 1,00 o menos. Esto hace que sea posible para evitar la extensión excesiva de inclusiones, de modo que es posible obtener una suficientemente buena propiedad como la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero y para prevenir la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada desde su aumento. Con el fin de suprimir con seguridad la extensión de las inclusiones, el valor de la Expresión 1 se fija preferiblemente a 0.90 o menos, y más preferiblemente ajustado a 0.80 o menos.

Por otro lado, cuando el valor de la Expresión 1 cae por debajo de 0.10, un excesivo laminado se lleva a cabo en una región de baja temperatura, resultando en que una fuerte anisotropia se genera en una textura de la austenita en la lámina de acero. Cuando se genera la anisotropia fuerte en austenita, la fuerte anisotropia se da no sólo a una bobina laminada en caliente obtenida después del enfriamiento, sino también a diversas estructuras transformadas en la lámina de acero obtenida después de la laminación en frío y recocido, de modo que la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se genera en la lámina de acero. En vista de esto, el valor de Expresión 1 necesita ser ajustado a 0.10 o más. Con el fin de reducir aún más la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero, el valor de Expresión 1 se fija preferiblemente a 0.20 o más, y más preferiblemente ajustado a 0.30 o más.

Una temperatura de acabado de laminación en caliente se ajusta para estar en el intervalo de 850°C a 980°C, preferiblemente en el intervalo 850°C a 950°C. Cuando la temperatura de acabado de laminado en caliente es inferior a 850°C, la fuerte anisotropia se genera en austenita para reforzar una textura de un producto de lámina y la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se mejora. Por otro lado, cuando la temperatura de acabado de laminado en caliente supera 980 °C, se hace difícil para limitar el valor de la Expresión 1 a 1.00 o menos, lo que resulta en que las inclusiones se extienden en una dirección y la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se ha mejorado.

[Hasta un enfriamiento primario después de la laminación en caliente] Después que la laminación en caliente se acaba, una lámina de acero laminada en caliente se enfría rápidamente para ser enrollado en una bobina. Tiempo hasta el inicio de este enfriamiento rápido (enfriamiento primario) y las condiciones del enfriamiento rápido (enfriamiento primario) afecta a la anisotropía de la lámina de acero, de modo que necesitan ser controlados apropiadamente. Es decir, un tiempo transcurrido desde la laminación en caliente de acabado a enfriamiento inicial se ajusta a 1.0 segundo o más, el enfriamiento (enfriamiento primario) se realiza a una velocidad de enfriamiento de no menos de 5°C/segundo ni más de 50 °C/segundo, y el enfriamiento primario se detiene a una temperatura en el intervalo de 500°C a 650°C. Las razones limitantes son las siguientes.

Es decir, inmediatamente después de la laminación en caliente, la textura de la austenita en la lámina de acero tiene una fuerte anisotropía por trabajo. Con el fin de reducir esta anisotropia, es necesario promover la recristalización de la austenita entre el acabado de laminación en caliente y el inicio de enfriamiento primario. En vista de esto, el tiempo desde la laminación en caliente final para el inicio de enfriamiento se prescribe para ser de 1.0 segundo o más. Con el fin de promover aún más la recristalización de la austenita, se establece preferiblemente a 1.5 segundos o más, y más preferiblemente ajustado a 2.0 segundos o más. El limite superior del tiempo no es especialmente ajustado, pero con el fin de iniciar el enfriamiento después de un largo tiempo de más de 20 segundos transcurridos, se requiere un espacio suficiente para retener la lámina de acero en el mismo después de la laminación en caliente y un aumento significativo en el tamaño de una instalación se requiere, que no es preferible en términos de costo. Por lo tanto, el tiempo se ajusta preferiblemente a 20 segundos o más cortos. En vista del costo, se establece más preferiblemente de 15 segundos o más cortos.

[Enfriamiento primario] Después de la terminación de la laminación en caliente, la lámina de acero laminada en caliente se enfria rápidamente (enfriado principalmente) a una temperatura apropiada como se describió previamente con el fin de enrollar la lámina de acero laminado en caliente en una bobina. Concretamente, la lámina de acero laminada en caliente se enfría (enfriado principalmente) a una velocidad de enfriamiento de 50°C/segundo o menos (preferentemente 5°C/segundo o más) y el enfriamiento primario se detiene a una temperatura en el intervalo de 500°C-a-650°C.

Cuando la velocidad de enfriamiento de este enfriamiento primario es excesivamente grande, las anisotropias de diversas estructuras transformadas en una bobina laminada en caliente se hacen fuertes, de modo que una velocidad promedio de enfriamiento en el enfriamiento primario después de la finalización de la laminación se establece en 50°C/segundo o menos. Aquí, la velocidad promedio de enfriamiento es un valor del valor absoluto de una diferencia entre una temperatura en el momento de inicio de una sección de destino, (que es un paso de enfriamiento primario, ) y una temperatura en el momento de acabado de la sección dividida por el tiempo requerido para la sección. A medida que la velocidad promedio de enfriamiento del enfriamiento primario es más pequeño, las anisotropias en la bobina laminada en caliente se hacen más débiles, de modo que la velocidad promedio de enfriamiento se ajusta preferiblemente a 42°C/segundo o menos, y más preferiblemente ajustados a 35°C/ segundos o menos. El límite inferior de la velocidad promedio de enfriamiento en el enfriamiento primario no está particularmente limitado, pero con el fin de enfriar suficientemente la lámina de acero laminada en caliente a una temperatura de bobinado a una velocidad de enfriamiento de menos de 5°C/segundo, una gran instalación está requerida, que no es preferible en términos de costo. Por lo tanto, la velocidad promedio de enfriamiento del enfriamiento primario se ajusta preferiblemente a 5°C/segundo o más, y más preferiblemente ajustado a 10°C/segundo o más.

Una temperatura de parada de enfriamiento en el enfriamiento primario afecta transformación de la estructura durante un paso de enrollar la lámina de acero laminado en caliente en una bobina. Es decir, en un paso de enrollar la lámina de acero laminada en caliente como una bobina (correspondiente al enfriamiento secundario) , la perlita y/o cementita grueso que tiene un diámetro largo de más de 1 ym son/es generado en la lámina de acero laminado en caliente, haciendo asi posible para tomar aleatoriamente texturas y formas de las diversas estructuras transformadas para reducir las anisotropias en una etapa de recocido después del laminado en frío. Con el fin de generar perlita y/o cementita gruesa, la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario después de la laminación en caliente se establece en 500°C o superior. Con el fin de reducir suficientemente la anisotropia de la lámina de acero, la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario es preferiblemente 530°C o superior, y más preferiblemente 550°C o superior. Por otro lado, cuando la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario se aumenta demasiado, una capa de escala de la porción de capa superficial del espesor de la lámina de acero se espesa en exceso y la calidad de la superficie se ve afectada, por lo que es necesario para ajustar la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario a 650 °C o más bajo. En vista de esto, la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario se ajusta preferiblemente a 630°C o inferior.

[Bobinado o Arrollamiento/Enfriamiento Secundarios] Como se ha descrito anteriormente, en la etapa de bobinado de la lámina de acero laminada en caliente se enfria principalmente como una bobina de forma continua, la lámina de acero laminada en caliente se enfria lentamente de tal manera que un tiempo transcurrido desde la parada del enfriamiento primario a 400 °C se convierte en 1 hora o más (etapa de enfriamiento secundario) . Es decir, a fin de generar suficiente perlita y/o cementita gruesa para reducir la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero, la lámina de acero laminada en caliente tiene que ser retenida durante un tiempo suficiente en una región de temperatura donde se genera la cementita después del enfriamiento rápido se detiene en el paso primario de enfriamiento. Por lo tanto, la lámina de acero laminada en caliente se enfria principalmente, se enfria lentamente (secundariamente enfriado) de una manera tal que el tiempo transcurrido desde la parada de la enfriamiento rápida en la etapa de enfriamiento primario a 400 °C se convierte en 1.0 hora o más. El tiempo transcurrido se ajusta preferiblemente a 2.0 horas o más, y más preferiblemente ajustado a 3.0 horas o más. El limite superior del tiempo transcurrido no es especialmente ajustado, pero una instalación especial se requiere con el fin de retener la lámina de acero laminada en caliente durante más de 24.0 horas, que no es preferible en términos de costo, de modo que el tiempo transcurrido preferiblemente se establece en 24.0 horas o más corto. Por cierto, el enfriamiento secundario descrito anteriormente normalmente se superpone a la etapa de bobinado, pero es una cuestión de rutina que el tiempo transcurrido antes descrito también puede incluir hasta un periodo en el que se permite que la espiral de la bobina o arrollamiento esté en reposo. Además, es una cuestión por supuesto que el lento enfriamiento en la etapa de enfriamiento secundario incluye el caso en el que la lámina de acero laminada en caliente principalmente enfriado abajo a una temperatura especifica se retiene en un periodo parcial del tiempo transcurrido antes descrito.

[La laminación en frió] En la lámina de acero enrollada como una bobina laminada en caliente como se describe anteriormente, la laminación en frió se realiza a partir de entonces.

La laminación en frió se lleva a cabo de una manera tal que la proporción de reducción total se convierte en no menos de 30% y no más de 75%. La laminación en frío se lleva a cabo preferiblemente en una pluralidad de pasadas, y cualquier número de pasadas del laminado y cualquier distribución de proporción de reducción para cada pasada son aplicables. Cuando la proporción de reducción total de la laminación en frió cae por debajo de 30%, de tensión suficiente, no se acumula en la lámina de acero, en la etapa de recocido a partir de entonces, la recristalización no progresa suficientemente, y estructuras en un estado trabajado permanecen. Como resultado, las anisotropias de texturas y granos de cristal de ferrita de la lámina de acero se hacen fuertes y la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se produce. Con el fin de acumular suficiente tensión en la lámina de acero, la proporción de reducción total de la laminación en frío se ajusta preferiblemente a 33% o más, y más preferiblemente se ajusta a 36% o más. Por otra parte, cuando la proporción de reducción total de la laminación en frió es superior a 75%, una textura recristalizada de ferrita se desarrolla y la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada en la lámina de acero se produce. Por lo tanto, la proporción de reducción total de la laminación en frío se ajusta preferiblemente a 75% o menos. En vista de esto, la proporción de reducción total de la laminación en frió se ajusta preferiblemente a 65% o menos, y más preferiblemente se ajusta a 60% o menos.

[Recocido] A continuación, en una lámina de acero laminado en frío (lámina de acero base) obtenido como antes, se realiza un proceso de recocido. En un proceso de enfriamiento después de alcanzar la temperatura máxima de calentamiento durante esta etapa de recocido, un tratamiento de galvanización por inmersión en caliente en la superficie de la lámina de acero (aún más, un tratamiento de aleación de una capa de chapado dependiendo de las circunstancias) es/son incorporados de manera deseable. Es decir, como una instalación para la realización de la etapa de recocido, una línea de recocido y de chapado continua que tiene una zona de precalentamiento, una zona de reducción, y una zona de chapado se utiliza preferentemente. Por lo tanto, en lo sucesivo, el caso en el que un tratamiento continuo que los pasos relacionados con chapado se incorporan en el proceso de enfriamiento después del recocido se lleva a cabo tales como mediante el uso de un recocido continuo y línea de chapado se explicará como un ejemplo .

La etapa de recocido se establece que la temperatura se incrementa de tal manera que una velocidad promedio de aumento de la temperatura en el intervalo de 600°C a 750°C se convierte en 20 °C/sec o menos, y la lámina de acero base se calienta a una temperatura de 750°C o superior y se enfria (primer enfriado) de tal manera que la velocidad promedio de enfriamiento en el intervalo 750°C a 650°C se convierte en 1.0°C a 15.0°C/segundo . Aquí, la velocidad de aumento de la temperatura promedio es de un valor del valor absoluto de una diferencia entre una temperatura en el momento de inicio de una sección de destino, (que es la sección de la zona de precalentamiento, aqui, ) y una temperatura en el momento de acabado de la sección objetivo dividido por el tiempo requerido para la sección. Dicho sea de paso, la velocidad promedio de enfriamiento es como se describe previamente.

Aqui, en la linea de enchapado y recocido continuo, un proceso de aumento de la temperatura incluyendo el aumento de la temperatura a una velocidad promedio de aumento de temperatura de 20°C/segundo o menos en el Intervalo anteriormente descrito 600 °C-a-750 °C se lleva a cabo por primera vez en la zona de precalentamiento. En la siguiente zona de reducción, la temperatura de la lámina de acero base se lleva a la temperatura de calentamiento máxima (750°C o más) del recocido. A partir de entonces, durante el proceso de enfriamiento a la zona de chapado, como primer enfriamiento, el enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento en el intervalo 1.0°C a 15.0 °C/segundo en el anteriormente descrito 750°C a 650°C se realiza.

Estas condiciones de recocido se explicarán a continuación .

La velocidad de incremento de temperatura de la lámina de acero base en la etapa de recocido afecta el comportamiento de recristalización en la lámina de acero base. Particularmente, la velocidad creciente de la temperatura a 600°C a 750°C es importante, y una velocidad promedio de aumento de la temperatura durante este periodo se establece en 20°C/segundo o menos, haciendo por ello posible para promover suficientemente la recristalización. De este modo, es posible hacer que las texturas, los granos de cristal de ferrita, y las estructuras isotrópicas duras en forma de isla y para disminuir la ferrita no recristalizada para causar el deterioro de la ductilidad de la lámina de acero base. Además, para disminuir la ferrita no recristalizada para mejorar la ductilidad de la lámina de acero base, la velocidad promedio de aumento de la temperatura de 600°C a 750°C se ajusta preferiblemente a 15°C/segundo o menos, y más preferiblemente se ajusta a 12°C/segundo o menos. El limite inferior de la velocidad de aumento de la temperatura promedio no es particularmente limitada, pero cuando la velocidad de aumento de la temperatura promedio se ajusta a 0.5 °C/segundo o menos, la productividad de la lámina de acero base disminuye significativamente, de modo que la velocidad de aumento de la temperatura promedio es preferentemente ajustado a 0.5°C/segundo o más.

Además, el proceso de aumento de la temperatura en la etapa de recocido se lleva a cabo en la zona de precalentamiento en el recocido continuo y linea de chapado. Al menos parte de la zona de precalentamiento se establece en una zona de tratamiento de oxidación. Entonces, en la zona de tratamiento de oxidación, se lleva a cabo de manera deseable un tratamiento de oxidación para formar una película de revestimiento de óxido de Fe que tiene un espesor apropiado en la porción de capa superficial de la lámina de acero base. Es decir, como un tratamiento previo en la etapa donde se forma la capa descarburada en la porción de capa superficial de la lámina de acero mediante el calentamiento en la siguiente zona de reducción, la película de revestimiento de óxido de Fe que tiene un espesor apropiado se forma deseablemente en la porción de capa superficial de la lámina de acero base en la zona de tratamiento de oxidación siendo al menos parte de la zona de precalentamiento. En este caso, la temperatura de la lámina de acero al pasar a través de la zona de tratamiento de oxidación se ajusta a 400°C a 800°C, y bajo la condición de que una proporción de aire (un valor del volumen de aire contenido en una mezcla de gases por unidad de volumen, siendo un gas mixto de aire utilizado para un quemador de gas de precalentamiento y de combustión, dividido por el volumen de aire teóricamente requerido para la combustión completa del gas de combustión contenida en la mezcla de gases por unidad de volumen (= [volumen de aire contenido en un gas mixto por unidad de volumen] ÷ [volumen de aire teóricamente requerido para la combustión completa del gas de combustión contenido en la mezcla de gases por unidad de volumen]) se ajusta de 0.7 a 1.2, se lleva a cabo el precalentamiento . De este modo, la película de revestimiento de óxido de Fe que tiene un espesor de 0.01 µ?t? a 20 µ?? se forma deseablemente en la porción de capa superficial de la lámina de acero base.

Aquí, cuando la proporción de aire descrito anteriormente en la zona de tratamiento de oxidación excede 1.2, hay un riesgo de que la película de revestimiento de óxido crezca excesivamente y la capa descarburada crezca excesivamente en la siguiente zona de reducción. Además, hay un riesgo de que en la zona de reducción, la película de revestimiento de óxido puede no reducirse completamente a permanecer en la porción de capa superficial de la lámina de acero y disminuye la capacidad de chapado. Por otra parte, cuando la proporción de aire anteriormente descrito es inferior a 0.7, una película de revestimiento de óxido no se forma suficientemente en la porción de capa superficial de la lámina de acero base. Aquí, la película de revestimiento de óxido para ser formado en la porción de capa superficial de la lámina de acero base en la zona de tratamiento de oxidación de las funciones de zona de precalentamiento como una fuente de suministro de oxígeno de los óxidos que contienen Si y/o Mn en la capa descarburada para ser formada en la siguiente zona de reducción. Por lo tanto, a menos que la película de revestimiento de óxido se forma suficientemente en la porción de capa superficial de la lámina de acero base, hay un riesgo de que la capa descarburada ya se ha descrito en el que los óxidos se dispersan muy densamente no se puede obtener.

Además, cuando la temperatura de la lámina de acero al pasar a través de la zona de tratamiento de oxidación de la zona de precalentamiento es inferior a 400°C, sin película de revestimiento de óxido suficiente se puede formar en la porción de capa superficial de la lámina de acero base. Por otro lado, cuando la temperatura de la lámina de acero base cuando pasa a través de la zona de tratamiento de oxidación de la zona de precalentamiento es una alta temperatura de más alta que 800 °C, la película de revestimiento de óxido crece excesivamente en la porción de capa superficial de la lámina de acero base, de manera que se hace difícil hacer que el espesor de la capa descarburada caída dentro de un intervalo predeterminado .

La temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base en la etapa de recocido se ajusta a 750°C o más alta, y una razón de los mismos es lo siguiente.

Es decir, cuando la temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base en la etapa de recocido es baja, cementita gruesa se deja sin fundir y la ductilidad de la lámina de acero base se deteriora significativamente. Con el fin de disolver suficientemente cementita sólida para asegurar la ductilidad de la lámina de acero base, la temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base se fija a 750°C o más alta, y preferiblemente ajustado a 760°C o más alta. El limite superior de la temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base no está especialmente configurado, pero cuando la lámina de acero base se calienta a mayor que 1000°C, la calidad de la superficie de la lámina de acero es significativamente afectada y humectabilidad del chapado se deteriora. Por lo tanto, la temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base se fija preferiblemente a 1000°C o inferior, y más preferiblemente ajustado a 950°C o inferior.

Además, en la zona de reducción en el recocido continuo y la linea de chapado, la temperatura de la lámina de acero base en la etapa de recocido es deseablemente llevado a la temperatura máxima de calentamiento. En la zona de reducción, es posible reducir la película de revestimiento de óxido de Fe formada en la zona de tratamiento de oxidación de la zona de precalentamiento para formar la capa descarburada y para convertir la capa descarburada (capa de superficie) en una estructura en la que los óxidos que contienen Si y/o Mn se dispersan de forma moderada. Una atmósfera de la zona de reducción se ajusta deseablemente a una atmósfera en la que un valor de una proporción P(H20)/P(H2) de presión parcial que es un valor de una presión P(H2Ü) parcial de vapor de agua dividido por una presión P(H2) parcial de hidrógeno está en el intervalo de 0.0001 a 2.00. Cuando la proporción P(H20)/P(H2) de presión parcial descrita anteriormente es inferior a 0.0001, los óxidos que contienen Si y/o Mn se forman sólo en la capa de superficie más superior de la lámina de acero base, para hacer de ese modo que sea difícil moderadamente dispersar los óxidos que contienen Si y/o Mn en el interior de la capa descarburada. Por otra parte, cuando la proporción P(H20)/P(H2) de presión parcial descrita anteriormente excede 2.00, la descarburación progresa en exceso para causar un riesgo de que el espesor de la capa descarburada no puede ser controlada para estar en un intervalo predeterminado. Por cierto, la proporción P(H20)/P(H2) de presión parcial antes descrita se ajusta preferentemente para estar en el intervalo de 0.001 a 1.50, y más preferiblemente ajustado a estar en el intervalo de 0.002 a 1.20.

El proceso de enfriamiento desde la temperatura máxima de calentamiento de la lámina de acero base en la etapa de recocido es importante para generar suficiente ferrita en la lámina de acero base. Por lo tanto, la lámina de acero base necesita ser enfriada de manera tal que la velocidad promedio de enfriamiento del enfriamiento en el intervalo 750°C a 650°C en este proceso de enfriamiento (una primera etapa de enfriamiento) se convierte en 1.0°C a 15.0°C/segundo. Es decir, el intervalo de 750°C a 650°C es una región de temperatura donde ferrita se genera en la lámina de acero base. Por lo tanto, la velocidad promedio de enfriamiento del primer enfriamiento en la región de temperatura se establece en no menos de 1.0°C/segundo y no más de 15°C/segundo, lo que permite generar una cantidad suficiente de ferrita en la lámina de acero base. Cuando la velocidad promedio de enfriamiento del primer enfriamiento excede 15 °C/segundo, a veces no se puede obtener una cantidad suficiente de ferrita y la ductilidad de la lámina de acero base se deteriora. Por otro lado, cuando la velocidad promedio de enfriamiento del primer enfriamiento cae por debajo de 1.0°C/segundo, en la lámina de acero base, la ferrita se genera en exceso, se genera perlita, y similares, dando como resultado que una cantidad suficiente de estructura dura no puede ser obtenida. Como resultado, la resistencia de la lámina de acero base se deteriora .

Además, una velocidad promedio de enfriamiento en el enfriamiento (una segunda etapa de enfriamiento) hasta que la temperatura de la lámina de acero base se convierte en la temperatura para detener el enfriamiento para entrar en un baño de chapado de 650 °C en el proceso de enfriamiento de la etapa de recocido es preferiblemente ajustado a 3.0 °C/segundo o más. Esto es para obtener estructuras duras en el que las orientaciones de cristal son más aleatorias mediante la disminución de la temperatura de transformación a la estructura dura. En vista de esto, la velocidad promedio de enfriamiento del segundo enfriamiento se ajusta más preferiblemente a 5.0 °C/segundo o más. El limite superior de la velocidad promedio de enfriamiento del segundo enfriamiento no es especialmente ajustado, pero con el fin de ajusfar la velocidad promedio de enfriamiento a 200°C/segundo o más, se requiere una instalación especial de enfriamiento, de manera que la velocidad promedio de enfriamiento es preferiblemente ajustado a 200 °C/segundo o menos.

En esta modalidad, por laminado en bruto laminado de acabado siendo laminando después del calentamiento en la etapa de laminación en caliente, dando tensión y una historia de temperatura de la lámina de acero en la etapa de enfriamiento y de paso de bobinado, y dando tensión y una historia de la temperatura a la lámina de acero en el paso de laminación en frío siguiente y etapa de recocido, las texturas se hacen isotópica. Como resultado, las velocidades de recristalización y crecimiento de los cristales también se hacen isotrópica y una proporción de, de la ferrita y estructura dura, el diámetro de grano en la dirección de laminación y el diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina (d (RD) /d (TD) ) se convierte en 0.75 a 1.33.

[Galvanizado por inmersión en caliente] Posteriormente, la lámina de acero base se sumerge en el baño de galvanización por inmersión en caliente en la zona de chapado para ser sometido a la galvanización por inmersión en caliente. El baño de galvanoplastia se compone principalmente de cinc. Además, una cantidad efectiva de Al siendo un valor obtenido restando la cantidad total de Fe de la cantidad total de Al en el baño de chapado se ajusta preferentemente para estar en el intervalo de 0.01% a 0.18% en masa. Particularmente, cuando se realiza el tratamiento de aleación después del chapado, la cantidad efectiva de Al en el baño de chapado se ajusta preferentemente para estar en el intervalo de 0.07% a 0.12% en masa con el fin de controlar el progreso de la aleación de la capa de chapado.

Además, cuando la capa de chapado no se alea, no hay problema es causado a pesar de que la cantidad efectiva de Al en el baño de chapado está en el intervalo de 0.18% a 0.30% en masa .

Además, incluso cuando una clase o dos o más tipos de Pb, Sb, Si, Sn, g, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, y REM se mezclan en el baño de galvanización, el efecto de la presente invención no se ve afectada. Dependiendo de sus/su cantidad, esto tiene una ventaja, tales como mejoras en la resistencia a la corrosión y facilidad de trabajo.

Una temperatura de baño de chapado se ajusta preferiblemente a 450°C a 470°C. Cuando la temperatura del baño de chapado es inferior a 450°C, la viscosidad del baño de chapado se vuelve excesivamente alta, el control del grosor de la capa de chapado se vuelve difícil, y la apariencia externa de la lámina de acero se ve afectada. Por otro lado, cuando la temperatura del baño de chapado supera 470 °C, una gran cantidad de humos se producen y la fabricación segura se hace difícil, de modo que la temperatura del baño de chapado es preferiblemente 470°C o inferior. Además, cuando la temperatura de la lámina de acero cuando la lámina de acero entra en el baño de chapado y cae por debajo de 430°C, se produce una necesidad de dar una gran cantidad de calor al baño de chapado con el fin de estabilizar la temperatura del baño de chapado a 450°C o superior, que no es preferible para el uso práctico. Por otro lado, cuando la temperatura de la lámina de acero cuando la lámina de acero entra en el baño de chapado supera 490 °C, una instalación donde se extrae una gran cantidad de calor desde el baño de chapado tiene que ser introducido con el fin de estabilizar el baño de chapado temperatura a 470°C o menos, que no es preferible en términos de costo. Por lo tanto, con el fin de estabilizar la temperatura del baño de chapado, la temperatura a la que la lámina de acero entra en el baño de chapado se ajusta preferiblemente de 430°C a 490°C.

[Proceso de transformación de bainita] Además, antes o después de la inmersión en el baño de chapado, un proceso en el que la lámina de acero se mantiene durante 20 segundos a 1000 segundos a una temperatura en el intervalo de 300°C-a-470°C (proceso de transformación de bainita) también se puede realizar con el objetivo de promover la transformación bainitica para mejorar la resistencia, ductilidad, y similares de la lámina de acero. Además, cuando se realiza el tratamiento de aleación después del chapado, el proceso de transformación de bainita también se puede realizar antes o después del tratamiento de aleación.

Sin embargo, el proceso de transformación de bainita afecta a la proporción final de la austenita retenida en la lámina de acero base. Por otro lado, en esta modalidad, la cantidad de austenita retenida en la lámina de acero base está controlada para que sea pequeña. Por lo tanto, el momento de realizar el proceso de transformación de bainita se selecciona deseablemente apropiadamente en consideración del efecto del proceso de bainita en la cantidad de austenita retenida.

Es decir, cuando el proceso de transformación de bainita se lleva a cabo a una temperatura de 430°C o inferior (300°C o superior) , a veces hay un caso que con el progreso de la transformación de bainita, una gran cantidad de carbono se concentra a austenita no transformada y cuando el enfriamiento a temperatura ambiente a partir de entonces, la fracción en volumen de austenita retenida permanece en la lámina de acero base aumenta. Por otro lado, la cantidad de carbono en solución sólida en la austenita disminuye por recalentamiento la lámina de acero base a una temperatura superior a la temperatura que causa la transformación de bainita. Entonces, siempre que el proceso de transformación de bainita se lleva a cabo en la etapa antes de la lámina de acero base que se está inmerso en el baño de chapado, la lámina de acero se vuelve a calentar hasta la temperatura de baño de chapado en el momento de la inmersión en el baño de chapado a partir de entonces, y de ese modo la cantidad de carbono en solución sólida en austenita no transformada se puede disminuir, y cuando se enfria hasta la temperatura ambiente a partir de entonces, la cantidad de austenita retenida permanece en la lámina de acero base puede ser disminuido. Desde tal punto de vista, el proceso de transformación de bainita se realiza preferiblemente antes de que la lámina de acero base se sumerja en el baño de chapado. En este caso, siempre y cuando una temperatura de proceso de transformación de bainita es en el intervalo de 300°C a 470°C, la temperatura no se limita a una región de temperatura más alta que 430°C.

Por otro lado, cuando el proceso de transformación de bainita se lleva a cabo después de la inmersión en el baño de chapado, el proceso de transformación de bainita se lleva a cabo adecuadamente en una región de temperatura superior de 430°C a 470°C o inferior con el fin de prevenir austenita retenida desde su incremento excesivamente.

Por cierto, la temperatura del proceso de transformación de bainita (300°C a 470°C) es a menudo inferior a la temperatura a la que la lámina de acero base entra en el baño de chapado (normalmente, 430°C a 490°C) . Entonces, cuando el proceso de transformación de bainita se lleva a cabo en la etapa antes de que la lámina de acero base sea inmersa en el baño de chapado, posteriormente al proceso de transformación de bainita, la lámina de acero base se vuelve a calentar de manera deseable para a continuación ser introducidos en el baño de chapado.

[Tratamiento de aleación de la capa de chapado] Después de la inmersión en el baño de chapado, también se puede realizar el tratamiento de aleación de la capa de chapado. Cuando una temperatura de tratamiento de aleación es inferior a 470°C, la aleación de la capa de chapado no progresa lo suficiente. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de aleación se ajusta preferiblemente a 470°C o superior. Además, cuando la temperatura de tratamiento de aleación excede 620°C, se genera cementita gruesa y la tensión de la lámina de acero disminuye significativamente. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de aleación se ajusta preferiblemente a 620°C o inferior. Desde este punto de vista, la temperatura de tratamiento de aleación se establece con mayor preferencia a 480°C a 600°C, y aún más preferiblemente ajustado a 490°C a 580°C.

Un tiempo de tratamiento de aleación se ajusta preferiblemente a dos segundos o más, y más preferiblemente cinco segundos o más con el fin de hacer que la aleación de la capa de chapado progrese suficientemente. Por otro lado, cuando el tiempo de tratamiento de aleación supera los 200 segundos, la capa de chapado se alea en exceso para provocar una preocupación de que su propiedad se deteriora, de manera que el tiempo de tratamiento de aleación se ajusta preferiblemente a 200 segundos o más corto, y más preferiblemente ajustado a 100 segundos o más corto.

Por cierto, el tratamiento de aleación se lleva a cabo preferiblemente inmediatamente después de la lámina de acero base se sumerge en el baño de chapado, pero también es posible que después de la inmersión de la lámina de acero base, la temperatura de la lámina de acero base se disminuyó una vez a 150°C o inferior, y luego la lámina de acero base se vuelve a calentar hasta la temperatura de tratamiento de aleación.

[El enfriamiento después del enchapado o revestimiento electrolítico (tercera etapa de enfriamiento) ] En un proceso de enfriamiento después de la galvanización por inmersión en caliente (después del tratamiento de aleación cuando se realiza el tratamiento de aleación inmediatamente después de la galvanización por inmersión en caliente), cuando una velocidad promedio de enfriamiento de la lámina de acero en una etapa de enfriamiento cuando al enfriarse desciende a una región de temperatura de 150°C o inferior (tercera etapa de enfriamiento) cae por debajo de 0.5 °C/segundo, se genera cementita gruesa para causar una preocupación de gue la tensión y/o ductilidad de la lámina de acero se deteriorarse/deteriora. Por lo tanto, la velocidad promedio de enfriamiento de la lámina de acero en la tercera etapa de enfriamiento se ajusta preferiblemente a 0.5 °C/segundo o más, y más preferiblemente ajustado a 1.0 °C/segundo o más.

Además, durante o después del enfriamiento en la tercera etapa de enfriamiento después de la galvanización por inmersión en caliente (después del tratamiento de aleación cuando se realiza el tratamiento de aleación inmediatamente después de la galvanización por inmersión en caliente) , un tratamiento de recalentamiento puede también llevarse a cabo con el objetivo de templar martensita. Una temperatura de calentamiento cuando se recalientan se ajusta preferiblemente a 200 °C o más porgue cuando es inferior a 200 °C, el templado no progresa suficientemente. Además, cuando la temperatura de calentamiento es superior a 620 °C, la tensión de la lámina de acero se deteriora de manera significativa, de modo que la temperatura de calentamiento se fija preferiblemente a 620°C o inferior, y más preferiblemente ajustado a 550°C o inferior.

Además, en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia se enfria hasta la temperatura ambiente, la laminación en frió en una proporción de reducción de 3.00% o menos (laminado correctivo) también se pueden realizar para la corrección de su forma.

Además, en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia obtenida por el método anteriormente descrito, un proceso de formación de una película de revestimiento a base de ácido fosfórico también se puede realizar para formar una película de revestimiento hecha de óxidos de fósforo y/u óxidos compuestos que contienen fósforo. La película de revestimiento hecha de óxidos de fósforo y/u óxidos compuestos que contienen fósforo puede funcionar como un lubricante cuando se trabaja la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, y puede proteger la capa de chapado formada sobre la superficie de la lámina de acero base.

De acuerdo con esta modalidad se ha explicado anteriormente, como una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente usando una lámina de acero de alta resistencia como un material base, es posible obtener la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada y tiene pequeña anisotropía de la resistencia a la fractura retardada (en particular, la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada en una superficie paralela a la superficie de la lámina (superficie de laminado) (anisotropia en plano) ) a pesar de ser una lámina delgada sin perjudicar la ductilidad y resistencia. Por lo tanto, incluso cuando se utiliza la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia como miembro en el que una alta carga actúa como una lámina delgada, la alta seguridad se puede asegurar, y hay un pequeño riesgo de que la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia es sometido a restricciones en términos de diseño y de trabajo, por lo que es posible aumentar el grado de libertad de diseño y trabajos de ampliación de un campo de aplicación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia.

Cabe señalar que la realización descrita anteriormente simplemente ilustra un ejemplo concreto de la aplicación de la presente invención, y el alcance técnico de la presente invención no debe interpretarse de forma restrictiva por la modalidad. Es decir, la presente invención se puede implementar en varias formas sin apartarse del espíritu técnico o las principales características de los mismos.

Ejemplo En lo sucesivo, la presente invención se explicará concretamente por medio de ejemplos. Dicho sea de paso, los ejemplos siguientes son para ilustrar los efectos de concretos por la presente invención, y es una cuestión de rutina que las condiciones descritas en los ejemplos no limitan el alcance técnico de la presente invención.

Las losas tienen componentes químicos de la A a la Z, AA de AG se muestra en la Tabla 1 y Tabla 2 se emitirán de acuerdo con un método ordinario. Inmediatamente después de la colada, bajo cada condición se muestra en los ejemplos 1 a 123 experimentales en la Tabla 3 a la Tabla 7, en las losas, el calentamiento y la laminación en caliente se llevan a cabo en este orden, y se realiza enfriamiento (enfriamiento primario y de enfriamiento secundario) , y las láminas de acero laminadas caliente son cada una enrolladas en una bobina. A partir de entonces, las láminas de acero laminadas en caliente son cada una sometidas a laminación en frío para ser terminado en una lámina de acero laminado en frío que tiene un espesor de lámina de 1.4 mm.

Las láminas de acero laminadas en frío obtenidas en los Ejemplos 1 a 128 experimentales fueron cada una recocidas bajo cada condición como se muestra en la Tabla 8 a la Tabla 12 (calentado a la temperatura máxima de calentamiento para luego ser enfriado por primer enfriamiento y segundo enfriamiento) , y posteriormente se sometieron a galvanizado por inmersión en caliente, y luego se enfriaron a una temperatura de 150°C o inferior como tercer enfriamiento mediante el uso de un recocido continuo y línea de chapado. Dicho sea de paso, como la línea de recocido continúo y línea de chapado, se utilizó una que tiene una zona de precalentamiento, una zona de reducción, y una zona de chapado (horno de galvanización por inmersión en caliente) .

Además, en algunos ejemplos (acero de tipo GA) de los ejemplos 1 a 128 experimentales, un horno de aleación fue dispuesto en el lado descendente del horno de galvanización por inmersión en caliente en el recocido continuo y la linea de chapado, y un tratamiento de aleación de una capa de chapado se realizó después de la galvanización por inmersión en caliente. Con respecto a los otros tipos de acero (Acero GI), un tratamiento de aleación de una capa de chapado no se realizó después de la galvanización por inmersión en caliente, o una temperatura de tratamiento de aleación se estableció más bajo que 470°C, y las láminas (GI) de acero galvanizadas por inmersión en caliente, cada una habiendo sido fabricada de una capa de chapado no aleado.

Además, en algunos ejemplos fuera de ejemplos experimentales 1 a 128, posteriormente al segundo enfriamiento en una etapa de recocido, se realizó un proceso de transformación de bainita (un proceso de retención a 300°C a 470C) , y a continuación, las láminas de acero base se pone en cada una de las planchas dentro del horno de chapado en la zona de chapado. Sin embargo, en el ejemplo 60 experimental fuera de los ejemplos en los que se realizó el proceso de transformación de bainita, se realizó el proceso de transformación de bainita después de la galvanización por inmersión en caliente. A propósito, en cada uno de los ejemplos en los que se realizó el proceso de transformación de bainita y luego la lámina de acero base se puso en un baño de chapado, posteriormente al proceso de transformación de bainita (proceso de retención) , la lámina de acero base se volvió a calentar ligeramente para luego ser puesto en el baño de chapado.

Además, en algunos ejemplos fuera de ejemplos experimentales 1 a 128, después del chapado (después del tratamiento de aleación en el caso del tratamiento de aleación que se realiza) , como tercer enfriamiento, las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente (incluyendo las láminas de acero Galvanizadas por inmersión en caliente aleado) eran cada una enfriadas hasta una temperatura de 150 °C o inferior para luego ser sometidas a una etapa de templado.

Del mismo modo, en algunos ejemplos fuera de los ejemplos experimentales 1 a 128, después de que el chapado (después del tratamiento de aleación en el caso del tratamiento de aleación que se realiza) , como tercer enfriamiento, las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente (incluyendo las láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente aleado) fueron cada una enfriadas a una temperatura de 150°C o inferior, y luego sobre las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente enfriadas (incluyendo las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleaciones) , los laminados correctivos se llevan a cabo en trabajo en frió.

Con respecto a cada una de las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente obtenidas (incluyendo las láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente aleadas) de ejemplos experimentales 1 a 128, una microestructura de la lámina de acero base (una fracción en volumen de cada fase, una fracción en volumen de la ferrita no recristalizada a una fase de ferrita, una proporción de un diámetro de grano en la dirección de laminación/un diámetro de grano en la dirección de la anchura de lámina de ferrita d(DR)/d(TD), una proporción de una longitud en la dirección de laminación/una longitud en la dirección de anchura de la lámina de una estructura dura en forma de isla L(RD)/L(TD), y una proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro BCC) , un espesor de una capa superficial (capa descarburada) de la lámina de acero base, y una densidad y un tamaño (un diámetro de grano promedio) de óxidos en la capa superficial (capa descarburada) de la lámina de acero base se midieron por los métodos ya descritos respectivos. Estos resultados se muestran en la Tabla 13 a la Tabla 21.

Por otra parte, con respecto a cada una de las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente de ejemplos 1 a 128 experimentales, como su evaluación de desempeño, una inspección del aspecto externo, un ensayo de tensión, y un ensayo de pelado se llevaron a cabo, y aún más como la evaluación de la resistencia a la fractura retardada, se realizó un ensayo de niebla salina, y como la evaluación de anisotropia de la resistencia a la fractura retardada, se examinó una proporción de un contenido de hidrógeno difusible límite en la dirección de laminación y un contenido de hidrógeno difusible limite en la dirección de anchura de la hoja. Estos resultados se muestran en la Tabla 13 a la Tabla 21.

Incidentalmente, los métodos de las pruebas de evaluación respectivos son los siguientes.

[Inspección del aspecto externo] En las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente (incluidas las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente aleados) fabricados por los procedimientos descritos anteriormente, se realizó a cada una de ellas una inspección de apariencia externa. En esta ocasión, con respecto a la apariencia externa de la superficie de la lámina de acero, un estado de ocurrencia sin chapado se determinó visualmente mediante la observación visual, y los resultados se muestran en las Tablas 13 a 21 como "0" y "X" A propósito, "X" cada una se muestran en las Tablas 13 a 21 indica una lámina de acero sobre la que sin chapado con un diámetro de 0.5 mm o más fue observado y que desviado desde un intervalo de tolerancia de la apariencia externa, y "0" cada una indica una lámina de acero que tiene una apariencia externa prácticamente permisible distinto de los anteriores.

[Ensayo de despegado de chapado] En cada una de las láminas de acero fabricados por los procedimientos descritos anteriormente, de acuerdo con la descripción de literatura no patente 2, no habla desarrollado un ensayo de descamación para evaluar la adherencia de chapado en el momento de trabajar para añadir la tensión a una lámina de acero. Concretamente, mediante el uso de cada una de las láminas de acero, de acuerdo con una prueba de dobles de materiales metálicos descrito en la norma JIS Z 2248, se realizó una prueba de V de 60° de flexión y una pieza de prueba se fabricó, y luego una cinta de celofán adhesiva se aplicó a una lado interior de una porción curvada de la pieza de ensayo, y la cinta de celofán adhesiva se despegó. Luego, desde un estado pelado de la capa de chapado desprendida con la cinta adhesiva de celofán, se evaluó la capacidad de adhesión de chapado, y los resultados se muestran en la Tabla 13 a la Tabla 21 como "0" y "X" Aquí, "X" cada uno se muestra en las Tablas 13 a 21 indica una lámina de acero prácticamente inadmisible cuya anchura de pelado era de 7.0 mm o más. "0" indica cada uno una lámina de acero que tiene adhesivos de chapado prácticamente admisibles distintos de los anteriores.

[Propiedad de tensión] Las láminas de acero de los Ejemplos experimentales fueron cada uno trabajados para obtener No. 5 piezas de ensayo descritos en la norma JIS Z 2201. En cuanto a las piezas de ensayo obtenidas, de acuerdo con un método de ensayo descrito en la norma JIS Z 2241, se midieron resistencia a la tensión (MPa) y alargamiento total (%), y además de acuerdo con un método de ensayo descrito en JIS G 0202, limite de elasticidad (MPa) se midió. Además, como para un valor de n (coeficiente de endurecimiento de trabajo) , a partir de los resultados de la prueba de tensión, las resistencias nominales en un punto de tensión nominal de un 3% y en un punto de tensión nominal de 7% se leyeron y las tensiones nominales y la resistencia nominal se convierten en verdaderas tensiones de s 3% y s 7% y verdaderas tensiones de e 3% y e 7%, y el valor de n (coeficiente de endurecimiento por trabajo) se obtuvo de acuerdo con la siguiente expresión. {n = log(a 7%/s 3%)/1??(e 7% /e 3%)} Sin embargo, con respecto a la lámina de acero con el alargamiento uniforme de menos de 7%, el valor de n (coeficiente de endurecimiento de trabajo) se obtuvo de acuerdo con la expresión descrita antes a partir de dos puntos: el punto de tensión nominal de 3%; y el punto de máxima esfuerzo de tensión.

Además, la resistencia a la fractura retardada y la anisotropia de los mismos fueron medidas y evaluadas por los métodos ya descritos.

Tabla 1 Tabla 2 Tabla 3 Tabla 4 Tabla 5 Tabla 6 Tabla 7 Tabla 12 Como es evidente de la Tabla 13 a la Tabla 21, en las láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente de los ejemplos de la presente invención, en la que la composición química de la lámina de acero base está en el intervalo prescrito en la presente invención y la microestructura de la lámina de acero base cumple las condiciones establecidas en la presente invención, y además el espesor de la capa descarburada y las condiciones de los óxidos en la capa descarburada están en los intervalos establecidos en la presente invención, (Ejemplos experimentales l a 3, 5 a 7, 9 a 11, 13 a 15, 17 a 19, 21 a 23, 25 a 27, 29, a 31, 33 a 35, 37 a 39, 41 a 43, 45 a 47, 49 a 51, de 53 a 55, 57 a 59, 61 a 63, 65 a 67, 69 a 71, 73 a 75, 77 a 79, 81 a 83, 85 a 87, 89 a 91, 93 a 95, 97 a 99, 101 a 103, 105 a 107, 109 a 111, 113 a 115, y 117 a 119 experimentales) , se confirmó que la resistencia a la fractura retardada evaluada por la prueba de pulverización de sal es excelente, la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada evaluada por la proporción de los contenidos de hidrógeno límite difusibles en las respectivas direcciones es pequeño, y está provisto además de una alta resistencia y alta ductilidad que se proporciona, y el valor de n es también alto, la capacidad de trabajo es excelente, y aún más la calidad del aspecto exterior es bueno, y la resistencia al desprendimiento de la capa de recubrimiento electrolítico también es bueno.

En contraste con esto, en los ejemplos comparativos en los que uno cualquiera o más de las condiciones desviadas del intervalo/intervalos prescritos en la presente invención, una o más de las actuaciones fuera de las respectivas actuaciones descritas anteriormente eran pobres.

Es decir, el ejemplo 121 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de C que es demasiado pequeño, y en este caso, la resistencia era insuficiente. El ejemplo 122 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de C es demasiado grande, y en este caso, la resistencia a la fractura retardada se deterioró. El ejemplo 123 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de Mn es demasiado pequeño, y en este caso, la resistencia era insuficiente .

El ejemplo 124 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de Si es demasiado grande, y es un ejemplo en el que la lámina de acero base se fracturó en la etapa de laminación en frió y la prueba se interrumpió. El ejemplo 125 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de Si que es demasiado pequeña, y en este caso, la densidad de los óxidos en la capa descarburada era pequeña y la resistencia a la fractura retardada se deterioró.

El ejemplo 126 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de Mn que es demasiado grande, y es un ejemplo en el que la losa se fracturó entre la terminación de la fundición y de someterse a la etapa de laminación en caliente y la prueba se interrumpió. El ejemplo 127 experimental es un ejemplo comparativo utilizando la lámina de acero base que tiene el contenido de Al que es demasiado grande, y es un ejemplo en el que en un paso de recocido continuo, una zona soldada a la lámina de acero anterior fracturada y la prueba se interrumpió .

En cuanto a los ejemplos comparativos que no sean los ejemplos 121 a 127 experimentales se describen anteriormente, la composición química de la lámina de acero base estaba en el intervalo prescrito en la presente invención, pero fuera de los ejemplos comparativos, primero, el ejemplo 4 experimental es un ejemplo comparativo en el que la condición de laminación en caliente estaba fuera del intervalo prescrito en la Expresión 1 (un ejemplo en el que se superó el límite superior de la Expresión 1), y en este caso, la proporción de aspecto de las inclusiones en la lámina de acero base se convirtió en grande, y por lo tanto la resistencia a la fractura retardada se deterioró y la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada también se convirtió en grande.

Además, el ejemplo 8 experimental es un ejemplo comparativo en el que la temperatura de tratamiento de aleación con respecto a la capa de recubrimiento electrolítico era demasiado alta, y en este caso, la resistencia se convirtió en insuficiente y la resistencia al desprendimiento de la capa de recubrimiento electrolítico se deterioró.

El ejemplo 12 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad promedio de enfriamiento en la segunda etapa de enfriamiento en el proceso de enfriamiento de la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado pequeño, y en este caso, la resistencia se convirtió insuficiente .

El ejemplo 16 experimental es un ejemplo comparativo en el que en la zona de reducción de la etapa de recocido, el valor de la proporción P(H20}/P(H2) de presión parcial de una presión P(H20) parcial de vapor de agua y una presión P(H2) parcial de hidrógeno era demasiado pequeña, y en este caso, la capa descarburada no se formó sustancialmente, y por lo tanto la resistencia a la fractura retardada se deterioró la apariencia externa y se hizo pobre.

El ejemplo 20 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad de enfriamiento del enfriamiento primario en la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado grande, y en este caso, la resistencia se convirtió insuficiente .

El ejemplo 24 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad de enfriamiento del enfriamiento primario en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado grande, y en este caso, la proporción de intensidad aleatoria de hierro BCC era grande y el grado de deflexión de los granos de cristal se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

El ejemplo 28 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad de aumento de la temperatura de la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado grande, y en este caso, la proporción de ferrita no recristalizada a ferrita era demasiado grande, de modo que el valor n se convirtió en pequeño y la capacidad de trabajo se deterioró.

El ejemplo 32 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad promedio de enfriamiento de la lámina de acero en la tercera etapa de enfriamiento después del recubrimiento electrolítico en la etapa de revestimiento era demasiado pequeña, y en este caso, la resistencia se convirtió insuficiente.

El ejemplo 36 experimental es un ejemplo comparativo en el que el tiempo de retención en el enfriamiento secundario en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado corto, y en este caso, las estructuras duras en forma de isla en la lámina de acero base se extendió en la dirección de laminación, y de ese modo la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

El ejemplo 40 experimental es un ejemplo comparativo en el que la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado alto, y en este caso, el aspecto externo se hizo pobre.

El ejemplo 44 experimental es un ejemplo comparativo en el que el aumento de la velocidad de temperatura de la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado grande, y en este caso, se encontró que los aumentos de ferrita no recristalizada, las estructuras duras en forma de isla se convierten en formas que se extienden en la dirección de laminación, y aún más el grado de deflexión del cristal también se hace grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada llega a ser grande, el valor de n también se hace pequeño, y se deteriora la capacidad de trabajo.

El ejemplo 48 experimental es un ejemplo comparativo en el que la proporción de reducción de la laminación en frió en el proceso de fabricación de la lámina de acero base era demasiado pequeño, y en este caso, se encontró que se aumenta de ferrita no recristalizada, las estructuras duras en forma de isla se convierten en formas extendidas en la dirección de laminación, y además, el grado de desviación del cristal también se hace grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retrasada llega a ser grande, el valor de n se convierte también en pequeño, y la capacidad de trabajo se deteriora.

El ejemplo 52 experimental es un ejemplo comparativo en el que la proporción de la mezcla de gases en la zona de precalentamiento en la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado baja, y en este caso, los óxidos en la capa descarburada se convirtió en gruesa, y al mismo tiempo, la densidad de la misma llegó a ser demasiado pequeña, y con ello la resistencia a la fractura retardada se deterioró.

El ejemplo 56 experimental es un ejemplo comparativo en el que el tiempo de espera (tiempo de retención) hasta el inicio de la enfriamiento primario después de la finalización de la laminación en caliente en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado corto, y en este caso, la grado de deflexión de las orientaciones de cristal de la lámina de acero base se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada también se convirtió en grande.

El ejemplo 60 experimental es un ejemplo comparativo en el que se realizó el proceso de transformación de bainita (proceso de retención) después de la galvanización por inmersión en caliente, y en este caso, la resistencia a la fractura retardada se deterioró.

El ejemplo 64 experimental es un ejemplo comparativo en el que la proporción de aire descrito anteriormente era demasiado alta, y en este caso, el espesor de la capa descarburada se hizo demasiado grande, y por lo tanto fue causada la insuficiencia de la resistencia y se produjo una apariencia externa pobre.

El ejemplo 68 experimental es un ejemplo comparativo en el que la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado baja, y en este caso, la transformación inversa en austenita no ocurrió suficientemente y la ferrita se mantuvo excesivamente, de modo que la resistencia se hizo insuficiente y aún más la capacidad de trabajo también se hizo pobre.

El ejemplo 72 experimental es un ejemplo comparativo en el que en la zona de reducción de la etapa de recocido de la lámina de acero base, el valor de la proporción P(H20)/P(H2) de la presión parcial de una presión P(H20) parcial de vapor de agua y una presión P(H2) parcial de hidrógeno era demasiado grande, y en este caso, la capa descarburada era demasiado grueso, de modo que la insuficiencia de la resistencia fue causado .

El ejemplo 76 experimental es un ejemplo comparativo en el que la temperatura de calentamiento de la losa en el momento de la fabricación la lámina de acero base era demasiado baja, y en este caso, la anisotropia de la estructura de la lámina de acero se convirtió en grande, y por lo tanto la resistencia a la fractura retardada se deterioró, la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada también se hizo grande, y aún más la capacidad de trabajo también se hizo pobre.

El ejemplo 80 experimental es un ejemplo comparativo en el que la condición de laminación en caliente de la lámina de acero base estaba fuera del intervalo prescrito en la Expresión 1 (un ejemplo en el que se superó el limite superior de la Expresión 1) , y en este caso, la proporción de aspecto de inclusiones en la lámina de acero base se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

El ejemplo 84 experimental es un ejemplo comparativo en el que el tiempo de retención en el enfriamiento secundario en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado corto, y en este caso, las formas de las estructuras duras en forma de isla en la lámina de acero base se extendieron en la dirección de laminación y el grado de deflexión de toda la estructura de acero también se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

El ejemplo 88 experimental es un ejemplo comparativo en el que la cantidad eficaz de Al de la galvanización por inmersión en caliente era demasiado, y en este caso, la mala apariencia externa fue causada.

El ejemplo 92 experimental es un ejemplo comparativo en el que la velocidad de enfriamiento del enfriamiento primario de la etapa de recocido de la lámina de acero base era demasiado pequeño, y en este caso, la resistencia se convirtió insuficiente .

El ejemplo 96 experimental es un ejemplo comparativo en el que el tiempo de espera (tiempo de retención) hasta el inicio del enfriamiento primario después de la finalización de la laminación en caliente en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado corto, y en este caso, la proporción de aspecto de las inclusiones de la lámina de acero de base se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada también se convirtió en grande.

El ejemplo 100 experimental es un ejemplo comparativo en el que el tiempo para el tratamiento de aleación después de la galvanización en caliente era demasiado largo, y en este caso, la resistencia de desprendimiento de la capa de recubrimiento electrolítico se deterioró.

El ejemplo 104 experimental es un ejemplo comparativo en el que la condición de laminación en caliente de la lámina de acero base estaba fuera del intervalo prescrito en la Expresión 1 (un ejemplo en el que este era menor que el valor límite inferior de la Expresión 1) , y en este caso, el grado de deflexión de la estructura de la lámina de acero base se convirtió en grande y la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

El ejemplo 108 experimental es un ejemplo comparativo en el que la cantidad efectiva de Al del galvanizado por inmersión en caliente era demasiado pequeño, y en este caso, la resistencia al desprendimiento de la capa de recubrimiento electrolítico se hizo pobre.

El ejemplo 112 experimental es un ejemplo comparativo en el que la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento primario en la etapa de laminación en caliente de la lámina de acero base era demasiado baja, y en este caso, el grado de deflexión de la estructura de la lámina de acero se convirtió en grande y las estructuras duras en forma de isla se extendieron en la dirección de laminación, y de ese modo la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada se convirtieron en grande.

El ejemplo 116 experimental es un ejemplo comparativo en el que la condición de laminación en caliente de la lámina de acero base estaba fuera del intervalo prescrito en la Expresión 1 (un ejemplo en el que este era menor que el valor límite inferior de la Expresión 1), y en este caso, el grado de deflexión de la estructura de la lámina de acero se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropía de la resistencia a la fractura retardada se convirtió en grande.

En el ejemplo 120 experimental, la proporción de reducción de la laminación en frío en el proceso de fabricación de la lámina de acero base era demasiado grande y el grado de deflexión de la estructura de la lámina de acero se convirtió en grande, y por lo tanto la anisotropia de la resistencia a la fractura retardada también se convirtió en grande.

El ejemplo 128 experimental es un ejemplo en el que la proporción de aire descrito anteriormente en la zona de tratamiento de oxidación era demasiado grande, y por lo tanto la densidad de los óxidos en la capa descarburada se convirtió en excesivamente alta y la adhesividad del recubrimiento electrolítico se deterioró extremadamente, y por lo tanto el ensayo de tensión y la prueba de evaluación de la resistencia a la fractura retardada fueron detenidos.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL La presente invención se puede aplicar de manera adecuada a los miembros que habiendo sido objeto de la galvanización en caliente y después habiendo sido objeto de trabajo como la flexión y aún más para ser utilizado en los campos a los que se añade una carga alta fuera de los miembros requeridos para tener una resistencia tal como miembros de la estructura y los miembros de refuerzo para automóviles, máquinas de construcción, y así sucesivamente, por ejemplo, y se puede aplicar a los miembros que la ocurrencia de fractura retardada se debe evitar, en particular. Sin embargo, las formas de aplicación de la presente invención no se limitan a éstos.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada, caracterizada en que comprende : una lámina de acero base de acero 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%; 0: 0.0001% a 0.0100%; N: 0.0001% a 0.0100%; y un balance o resto que se compone de Fe e impurezas inevitables; y una capa de galvanización por inmersión en caliente formada en la superficie de dicha lámina de acero base, en que en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con la posición de 1/4 de espesor de la lámina con espesor de dicha lámina de acero base desde la superficie de dicha lámina de acero base siendo el centro, una estructura de dicha lámina de acero base se convierte en una estructura en la que 40% a 90% en la fracción en volumen de una fase de ferrita está contenida, una fase de austenita retenida es 5% o menos en fracción en volumen, y además una proporción de ferrita no recristalizada a toda la fase de ferrita es 50% o menos en fracción en volumen, una proporción de diámetro de grano de los granos de cristal en la fase de ferrita en dicha lámina de acero base es de 0.75 a 1.33, en que dicha proporción de diámetro de grano se define como la proporción de un diámetro promedio de grano en la dirección de laminación dividido por un diámetro promedio de grano en la dirección de anchura de la lámina de dicha fase, y una proporción de longitud de las estructuras duras dispersas en formas de islas o isletas en la fase de ferrita es de 0.75 a 1.33, en que dicha proporción de longitud se define como una longitud promedio en la dirección de laminación dividido por una longitud promedio en la dirección de la anchura de la lámina de dichas estructuras, y además una proporción de aspecto promedio de las inclusiones contenidas en dicha lámina de acero base es de 1.0 a 5.0, y una capa de superficie de dicha lámina de acero base se convierte en una capa descarburada que tiene un espesor de 0.01 µ?? a 10.0 µp\, y además un diámetro promedio de grano de óxidos en la capa descarburada es de 30 nm a 500 nm, y una densidad promedio de los óxidos en la capa descarburada se encuentra en un intervalo de 1.0 X 1012 óxidos/m2 a 1.0 X 1016,0 óxidos/m2.

2. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizado en que dicha lámina de acero base contiene además, en % en masa, una clase o dos o más tipos seleccionados de entre Cr: 0.01% a 2.00%, Ni : 0.01% a 2.00%, Cu: 0.01% a 2.00%, Mo: 0.01% a 2.00%, B: 0.0001% a 0.0100%, y W: 0.01% a 2.00%.

3. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que dicha lámina de acero base contiene además, en % en masa, una clase o dos o más tipos seleccionados de entre Ti: 0.001% a 0.150%, Nb: 0.001% a 0.100%, y V: 0.001% a 0.300%.

4. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que dicha lámina de acero base contiene, además, desde 0.0001% hasta 0.0100% en masa en total de un tipo o de dos o más tipos seleccionados entre Ca, Ce, Mg, Zr, La, y REM.

5. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que en dicha lámina de acero base, un promedio de coeficiente de endurecimiento de trabajo (valor n) en un intervalo en el que el alargamiento total es de 3% a 7 % es 0.060 o más.

6. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada según la reivindicación 1, caracterizada en que en dicha lámina de acero base, un valor de un contenido de hidrógeno difusible limite en la dirección de laminación dividido por un contenido de hidrógeno difusible limite en la dirección de la anchura de la lámina está en el intervalo de 0.5 a 1.5.

7. La lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que en dicha lámina de acero base, una proporción de intensidad aleatoria de rayos X de hierro BCC en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie es 4.0 o menos.

8. La lámina galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que dicha lámina galvanizada por inmersión en caliente es una que ha sido sometida a un tratamiento de aleación .

9. Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada, caracterizado en que comprende: una etapa de laminación en caliente en el que una losa que contiene: en % en masa, C: 0.075% a 0.400%; Si: 0.01% a 2.00%; n: 0.80% a 3.50%; P: 0.0001% a 0.100%; S: 0.0001% a 0.0100%; Al: 0.001% a 2.00%; O: 0.0001% a 0.0100%; N: 0.0001% a 0.0100%; y un balance o resto que se compone de Fe e impurezas inevitables se calienta a 1080°C o superior, se inicia la laminación en caliente, el número total de pasadas (-) desde el principio de laminación en caliente al fin de la laminación en caliente se establece en N, una temperatura de laminación (°C) en el paso i-ésimo se establece en TPi, y una proporción (-) de reducción, en el paso i-ésimo se establece en n, la laminación en caliente se lleva a cabo de una manera tal que N, TPi, y p satisfacen la Expresión A, abajo, y la laminación en caliente se termina cuando la temperatura de una lámina de acero base está a una temperatura en el intervalo de 850°C a 900°C; un paso de enfriamiento primario en el que un tiempo transcurrido desde el final de la laminación en caliente a empezar el enfriamiento se ajusta a 1.0 segundo o más, la lámina de acero base laminada en caliente se enfria principalmente a una velocidad de enfriamiento de no menos de 5°C/segundo, ni más de 50 °C/segundo, y el enfriamiento primario se detiene cuando la temperatura de la lámina de acero base está a una temperatura en el intervalo de 500°C a 650°C; posteriormente a dicha etapa de enfriamiento primario, un paso de enfriamiento secundario en el que la lámina de acero base se enfrió lentamente de tal manera que un tiempo transcurrido hasta que la temperatura de la lámina de acero base se convierte en 400°C desde la temperatura en el momento del enfriamiento primario se detuvo se convierte en una hora o más, y se enfria en segundo lugar; después del enfriamiento secundario, un paso de laminación en frió de la laminación en frío de la lámina de acero base mediante el establecimiento de la proporción de reducción total de 30% a 75%; después de la laminación en frió, una etapa de recocido en el que la temperatura se incrementa de tal manera que una velocidad promedio de aumento de la temperatura en el intervalo de 600°C a 750°C se convierte en 20°C/segundo o menos, la lámina de acero base laminado en frió se calienta a una temperatura de 750 °C o más, y posteriormente la lámina de acero base calentada se enfria de tal manera que una velocidad media de enfriamiento en el intervalo de 750°C a 650°C se convierte en 1.0 °C a 15.0 °C/segundo; y un paso de recubrimiento electrolítico de realizar la galvanización en caliente sobre la superficie de la lámina de acero base obtenida después de dicha etapa de recocido. [Expresión numérica 1] ... (Expresión A)

10. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 9, caracterizado en que dicha etapa de recocido y dicha etapa de recubrimiento electrolítico se realiza de forma continua por un recocido continuo y línea de recubrimiento electrolítico que tiene una zona de precalentamiento, una zona de reducción, y una zona de recubrimiento electrolítico, y además al menos parte de la zona de precalentamiento se establece en una zona de tratamiento de oxidación donde una proporción de aire siendo de un valor del volumen del aire contenido en una mezcla de gases por unidad de volumen, siendo un gas mezclado de aire utilizado para un quemador para el calentamiento y la combustión de gas, dividido por el volumen de aire teóricamente requerido para completamente la combustión del gas de combustión contenida en el gas mezclado por unidad de volumen es de 0.7 a 1.2, y en la zona de tratamiento de oxidación, los óxidos se generan en un porción de capa superficial de la lámina de acero base obtenida después de la laminación en frió, y a continuación en la zona de reducción, donde una proporción P(H20)/P(H2) de presión parcial que es un valor de una presión parcial de vapor de agua dividido por una presión parcial de hidrógeno es de 0.0001 a 2.0, los óxidos se reducen, y luego en la zona de recubrimiento electrolítico, la lámina de acero base habiendo pasado a través de la zona de reducción se sumerge en un baño de galvanización por inmersión en caliente con una temperatura de baño de recubrimiento electrolítico ajustado de 450°C a 470°C y una cantidad efectiva de Al en el baño de recubrimiento electrolítico ajustado a 0.01% a 0.18% en masa, bajo la condición de que la temperatura de la lámina de acero en el momento de entrar en el baño de recubrimiento electrolítico es de 430°C a 490°C, y por lo tanto la galvanización por inmersión en caliente se lleva a cabo en la superficie de la lámina de acero base.

11. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente, de alta resistencia, que tiene una excelente resistencia a la fractura retardada de acuerdo con la reivindicación 9, caracterizado en que comprende además: después de dicha etapa de recubrimiento electrolítico, una etapa de tratamiento de aleación para alear una capa de la galvanización por inmersión en caliente.