MX2014008429A - Articulo moldeado estampado en caliente y metodo para la produccion del mismo. - Google Patents

Articulo moldeado estampado en caliente y metodo para la produccion del mismo.

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MX2014008429A
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Kaoru Kawasaki
Satoshi Kato
Toshimasa Tomokiyo
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Abstract

Este artículo moldeado estampado en caliente se caracteriza porque cuando el contenido de carbono (% en masa), contenido de silicio (% en masa) y contenido de manganeso (% en masa) se expresan como [C], [Si] y [Mn], respectivamente, se sostiene una relación de (5 x [Si] + [Mn]) / [CI > 10, y si la estructura de metal contiene martensita a 80% o más por relación de área, y además contiene una o más de perlita a 10% o menos por relación de área, austenita retenida a 5% o menos por relación de volumen, ferrita a 20% o menos por relación de área, y bainita a menos de 20% por relación de área, TS x ?, que es el producto de la resistencia a la tensión CTS) y la tasa de expansión de agujero (?), es por lo menos 50000 MPa • %, y la dureza de la martensita, como se mide por un nanoindentador, satisface H2/H1 < 1.10 y sHM < 20.

Description

ARTÍCULO MOLDEADO ESTAMPADO EN CALIENTE Y MÉTODO PARA LA PRODUCCIÓN DEL MISMO Campo técnico de la invención La presente invención se refiere a un acero estampado en caliente que tiene una excelente formabilidad para lo cual se usa una lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente, y un método para producir el mismo. La lámina de acero laminada en frío de la presente invención incluye una lámina de acero laminada en frío, una lámina de acero laminada en frío galvanizada por inmersión en caliente, una lámina de acero laminada en frió galvanizada, una lámina de acero laminada en frío electrogalvani zada y una lámina de acero laminada en frío aluminizada.
Se reclama prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 2012-004552, presentada el 13 de enero de 2012, cuyo contenido es incorporado aquí por referencia.
Técnica relacionada Actualmente, se requiere que una lámina de acero para un vehículo sea mejorada en términos de seguridad en colisiones y tiene un peso reducido. Actualmente, existe demanda de una lámina de acero de mayor resistencia además de una lámina de acero de clase 980 MPa (980 MPa o superior) y una una lámina de acero de clase 1180 MPa (1180 MPa o superior) en términos de a resistencia a la tensión. Por ejemplo, existe demanda de una lámina de acero que tenga una resistencia a la tensión de más de 1.5 GPa. En la circunstancia anteriormente descrita, el estampado en caliente (también llamado prensado en caliente, templado con dado, templado con presión o similar) está llamando la atención como un método para obtener una alta resistencia. El estampado en caliente se refiere a un método de formación en el cual una lámina de acero es calentada a una temperatura de 750°C o más, formada en caliente (trabajada) para mejorar a formabilidad de una lámina de acero de alta resistencia, y después enfriada para templar lámina de acero, obteniendo asi las calidades de material deseadas.
Una lámina de acero que tiene una ferrita y martensita, una lámina de acero que tiene una ferrita y bainita, una lámina de acero que contiene austenita retenida en la estructura o similar se conoce como una lámina de acero que tiene tanto una trabaj abilidad de prensado y una alta resistencia. Entre las láminas de acero anteriormente descritas, una lámina de acero de fases múltiples que tiene una martensita dispersada en una base de ferrita (una lámina de acero que incluye una ferrita y la martensita, es decir, una denominada lámina de acero DP) tiene una relación de bajo rendimiento y una alta resistencia a la tensión, y además, tiene excelentes características de alargamiento. Sin embargo, la lámina de acero de fases múltiples tiene una capacidad de expansión de agujero pobre ya que el esfuerzo se concentra en una interfaz entre la ferrita y la martensita, y es probable que se origine agrietamiento desde la interfaz. Además, una lámina de acero que tiene las fases múltiples anteriormente descritas no es capaz de presentar una resistencia a la tensión de clase 1.5 GPa.
Por ejemplo, los Documentos de Patente 1 a 3 describen la lámina de acero de fases múltiples anteriormente descrita. Además, los Documentos de Patente 4 a 6 describen una relación entre una dureza y la formabilidad de la lámina de acero de alta resistencia.
Sin embargo, incluso con las técnicas anteriormente descritas de la técnica relacionada, es difícil satisfacer los requerimientos actuales para un vehículo tales como una reducción adicional de un peso, un incremento adicional en una resistencia y una forma de componente más complicada y un rendimiento de trabajo tal como la capacidad de expansión de agujero después del estampado en caliente.
Documento de la técnica anterior Documento de Patente Documento de Patente 1 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. H6-128688 Documento de Patente 2 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. 2000-319756 Documento de Patente 3 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. 2005-120436 Documento de Patente 4 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. 2005-256141 Documento de Patente 5 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. 2001-355044 Documento de Patente 6 Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. H 11-189842 Descripción de la invención Problemas que han de ser resueltos por la invención La presente invención se ha hecho en consideración del problema anteriormente descrito. Es decir, un objeto de la presente invención es proveer un acero estampado en caliente para el cual una lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente (incluyendo una lámina de acero galvanizada o una lámina de acero aluminizada como se describe más adelante) se usa y la cual asegura na resistencia de 1.5 GPa o más, preferiblemente 1.8 GPa o más, y muy preferiblemente 2.0 GPa o más y tiene una capacidad de expansión de agujero más favorable, y un método para producir la misma. Aquí, el acero estampado en caliente se refiere a un articulo moldeado obtenido usando la lámina de acero laminada en frió antes descrita para estampado en caliente como un material y formando el material a través de estampado en caliente.
Medios para resolver el problema Los inventores de la presente primero llevaron a cabo estudios intensivos con respecto a una lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente usada para un acero estampado en caliente que asegura una resistencia de 1.5 GPa o más, preferiblemente 1.8 GPa o más, y muy preferiblemente 2.0 GPa o más y tiene una excelente formabilidad (capacidad de expansión de agujero), y estampado en condiciones calientes. Como resultado, se encontró que, en la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente (la lámina de acero laminada en frió antes del estampado en caliente), una formabilidad más favorable que nunca, es decir, un producto de una resistencia a la tensión TS y una relación de expansión de agujero ? (TS x ?) de 50000 MPa*% o más puede ser asegurada por (i), con respecto a una composición del acero, establecer una relación apropiada entre una cantidad de Si, una cantidad de n y una cantidad de C, (ii) ajusfar una fracción (fracción de área) de una ferrita y una fracción (fracción de área) de una martensita a fracciones predeterminadas, y (iii) ajusfar una reducción de laminado de laminado en frío para fijar una relación de dureza (una diferencia de una dureza) de la martensita entre una porción de superficie de un espesor de la lámina (parte de superficie) y una porción de centro del espesor de la lámina (parte central) de la lámina de acero y una distribución de dureza de la martensita en la parte central en un intervalo especifico. La lámina de acero laminada en frío antes del estampado en caliente se refiere a una lámina de acero laminada en frío en un estado en el cual un calentamiento en un proceso de estampado en caliente en el cual la lámina de acero es calentada a 750°C a 1000°C, trabajada y enfriada está por llevarse a cabo. Además, se encontró que, cuando el estampado en caliente se lleva a cabo en la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente bajo el estampado en condiciones calientes descrito más adelante, la relación de dureza de la martensita entre la superficie porción del espesor de la lámina y la parte central de la lámina de acero y la distribución de dureza de la martensita en la parte central son casi mantenidas incluso después del estampado en caliente, y un acero estampado en caliente que tiene una alta resistencia y una excelente formabilidad en el cual TS x ? alcanza 50000 MPa« o más se puede obtener. Además, también se aclaró que también es eficaz suprimir una segregación de MnS en la parte central del espesor de la lámina de la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente para mejorar la formabilidad (capacidad de expansión de agujero) del acero estampado en caliente .
Además, también se encontró que, en el laminado en frió, también es eficaz ajustar una fracción de una reducción de laminado en frío en cada caja desde una caja que está más arriba a una tercera caja en una reducción de laminado en frío total (reducción de laminado acumulada) a un intervalo especifico para controlar la dureza de la martensita. Con base en el hallazgo anteriormente descrito, los inventores han encontrado una variedad de aspectos de la presente invención descrita más adelante. Además, se encontró que los efectos no son alterados incluso cuando el galvanizado por inmersión en caliente, galvanizado-recocido, electro-galvanizado y aluminizado se llevan a cabo en la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente. (1) Es decir, de conformidad con un primer aspecto de la presente invención, se provee un acero estampado en caliente que incluye, en % en masa, C: más de 0.150% a 0.300%, Si: 0.010% a 1.000%, Mn : 1.50% a 2.70%, P: 0.001% a 0.060%, S: 0.001% a 0.010%, N: 0.0005% a 0.0100%, Al: 0.010% a 0.050%, y opcionalmente uno o más de B: 0.0005% a 0.0020%, Mo: 0.01% a 0.50%, Cr: 0.01% a 0.50%, V: 0.001% a 0.100%, Ti: 0.001% a 0.100%, Nb: 0.001% a 0.050%, Ni: 0.01% a 1.00%, Cu: 0.01% a 1.00%, Ca: 0.0005% a 0.0050%, RE : 0.0005% a 0.0050%, y el resto incluyendo Fe e impurezas inevitables, en el cual, cuando [C] representa una cantidad de C en % en masa, [Si] representa una cantidad de Si en % en masa, y [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa, una siguiente expresión-a se satisface, una estructura metalográfica incluye 80% o más de una martensita en una fracción de área, y opcionalmenté, además incluye uno o más de 10% o menos de una perlita en una fracción de área, 5% o menos de una austenita retenida en una relación de volumen, 20% o menos de una ferrita en una fracción de área, y menos de 20% de una bainita en una fracción de área, TS x ? gue es un producto de TS que es una resistencia a la tensión y ? que es una relación de expansión de agujero es 50000 MPa»% o más, y una dureza de la martensita medida con un nanoindentador satisface una siguiente expresión-b y una siguiente expresión-c. (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] >10 (a) H2/HK1.10 (b) s??<20 (c) Aquí, la Hl representa una dureza promedio de la martensita en una porción de superficie, la H2 representa la dureza promedio de la martensita en una parte central de un espesor de la lámina que es un área que tiene una anchura de ±100 µ?? en una dirección de espesor desde un centro del espesor de la lámina, y la s?? representa una varianza de la dureza de la martensita que existe en la parte central del espesor de la lámina. (2) En el acero estampado en caliente de conformidad con (1) anterior, una fracción de área de un MnS que existe en la estructura metalográfica y que tiene un diámetro de circulo equivalente de 0.1 µp? a 10 µ?a puede ser 0.01% o menos, y una siguiente expresión-d puede ser satisfecha. n2/nl<1.5 (d) Aquí, la ni representa una dens'idad en número promedio por 10000 µp?2 del MnS en una 1/4 parte del espesor de la lámina, y la n2 representa una densidad en número promedio por 10000 µp?2 del MnS en la parte central del espesor de la lámina. (3) En el acero estampado en caliente de conformidad con (1) anterior o (2), un galvanizado por inmersión en caliente puede ser formado sobre una superficie de la misma. (4) En el acero estampado en caliente de conformidad con (3) anterior, la capa galvanizada por inmersión en caliente puede incluir galvanizado-recocido. (5) En el acero estampado en caliente de conformidad con (1) o (2) anteriores, un electrogalvanizado puede ser además formado sobre una superficie del mismo. (6) En el acero estampado en caliente de conformidad con (1) o (2) anteriores, un aluminizado puede ser además formado sobre una superficie del mismo. ( 7 ) De conformidad con otro aspecto de la presente invención, se provee un método para producir un acero estampado en caliente que incluye el colado de un acero fundido que tiene una composición química de conformidad con (1) anterior y obtención de un acero; calentamiento del acero; laminado en caliente del acero con una instalación de laminado en caliente que tiene una pluralidad de cajas; devanado del acero después del laminado en caliente; decapado del acero después del devanado; laminado en frío del acero después del decapado con un laminador en frío que tiene una pluralidad de cajas bajo una condición que satisface una siguiente expresión-d; recocido en el cual el acero es calentado bajo 700°C a 850°C y enfriado después del laminado en frío; laminado de temple del acero después del recocido; y estampado en caliente en el cual el acero es calentado a un intervalo de temperatura de 750°C o más a una velocidad de incremento de temperatura de 5°C/segundo o más, formado dentro del intervalo de temperatura, y enfriado a 20°C a 300°C a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo o más después del laminado de temple. 1.5 x rl / r + 1.2 x r2 / r + r3 / r>l (e) Aquí, ri representa una reducción de laminado en frío individual (%) en una i-ésima caja con base en una caja que está más arriba entre una pluralidad de las cajas en el procese de laminado en frío en donde i es 1, 2 o 3, y r representa una reducción de laminado en frío total (%) en el laminado en frío. (8) En el método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con (7) anterior, cuando CT (°C) representa una temperatura de devanado en el devanado; [C] representa una cantidad de C en % en masa, [Si] representa una cantidad de Si en % en masa, [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa en el acero; y [Mo] representa una cantidad de Mo en ' % en masa en el acero, una siguiente expresión- f puede ser satisfecha. 560 - 474 x [C] - 90 x [Mn] - 20 x [Cr] - 20 x [Mo] < CT < 830 - 270 x [C] -90 x [Mn] -70 x [Cr] - 80 x [Mo] (f) (9) En el método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con (7) o (8) anterior, cuando T (°C) representa una temperatura de calentamiento en el calentamiento; r (minutos) representa un tiempo en horno; y [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa, y [S] representa una cantidad de S en % en masa en el acero, una siguiente expresión-g puede ser satisfecha.
T x ln(t) / (1.7 x [Mn] + [S] ) > 1500 ... (g) (10) El método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con cualquiera de (7) a (9) anteriores, además puede incluir galvanizado entre el recocido y el laminado de temple. (11) El método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con (10) anterior, además puede incluir aleación entre el galvanizado por inmersión en caliente y el laminado de temple. (12) El método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con cualquiera de (7) a (9) anteriores, además puede incluir electrogalvani zado entre el laminado de temple y el estampado en caliente. (13) El método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con cualquiera de (7) a (9) anteriores, además puede incluir aluminizado entre el recocido y el laminado de temple.
Efectos de la invención De conformidad con la presente invención, puesto que se establece una relación apropiada entre la cantidad del C, la cantidad del Mn y la cantidad del Si, y la dureza de la martensita medida con un nanoindentador se fija a un valor apropiado en el articulo moldeado después del estampado en caliente, es posible obtener un acero estampado en caliente que tiene una capacidad de expansión de agujero favorable.
Breve descripción de los dibujos La figura 1 es una gráfica que ilustra una relación entre (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] y TS x ?.
La figura 2A es una gráfica que ilustra un fundamento de una expresión b y una expresión c, y es una gráfica que ilustra una relación entre H2/H1 y s?? de un acero estampado en caliente.
La figura 2B es una gráfica que ilustra un fundamento de la expresión c, y es una gráfica que ilustra una relación entre la s?? y TS x ?.
La figura 3 es una gráfica que ilustra una relación entre n2/nl y TS x ? antes y después del estampado en caliente, y que ilustra un fundamento de expresión d.
La figura 4 es una gráfica que ilustra una relación entre 1.5 x rl / r + 1.2 x r2 / r + r3 / r, y el H2/H1, y que ilustra un fundamento de una expresión e.
La figura 5A es una gráfica que ilustra una relación entre una expresión f y una fracción de una martensita .
La figura 5B es una gráfica que ilustra una relación entre la expresión f y una fracción de una perlita.
La figura 6 es una gráfica que ilustra una relación entre T x ln(t) / (1.7 x [Mn] + [S] ) y TS x ?, y que ilustra un fundamento de expresión g.
La figura 7 es una vista en perspectiva de un acero estampado en caliente usado en el ejemplo.
La figura 8 es un diagrama de flujo que ilustra un método para producir el acero estampado en caliente de conformidad con una modalidad de la presente invención.
Modalidades de la invención Como se describió antes, es importante establecer una relación apropiada entre una cantidad de Si, una cantidad de n y una cantidad de C, y además, fijar una dureza apropiada de una martensita en una posición predeterminada para mejorar una formabilidad (capacidad de expansión de agujero) de un acero estampado en caliente. Hasta ahora, no ha habido estudios con respecto a una relación entre la formabilidad del acero estampado en caliente y la dureza de la martensita.
En lo sucesivo, se describirá en detalle una modalidad de la presente invención.
Primero, las razones para limitar una composición química de una lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente (incluyendo una lámina de acero laminada en frío galvanizada por inmersión en caliente o una lámina de acero laminada en frío aluminizada y, en algunos casos, referida como una lámina de acero laminada en frío de conformidad con la modalidad o simplemente como una lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente) usada para un acero estampado en caliente de conformidad con una modalidad de la presente invención (el acero estampado en caliente de conformidad con la presente modalidad o, en algunos casos, referida simplemente como el acero estampado en caliente) se describirán. En lo sucesivo, "%" que es una unidad de una cantidad de un componente individual indica "% en masa". Puesto que una cantidad de componente de una composición química de la lámina de acero no cambia en el estampado en caliente, la composición química es idéntica tanto en la lámina de acero laminada en frío como el acero estampado en caliente para el cual se usa la lámina de acero laminada en frío.
C: más de 0.150% a 0.300% El C es un elemento importante para reforzar una ferrita y la martensita e incrementar una resistencia de un acero. Sin embargo, cuando una cantidad del C es 0.150% o menos, una cantidad suficiente de una martensita no se puede obtener, y no es posible incrementar suficientemente la resistencia. Por otra parte, cuando la cantidad del C excede 0.300%, un alargamiento y la capacidad de expansión de agujero significativamente se degrada. Por lo tanto, un intervalo de la cantidad del C se fija a más de 0.150% y 0.300% o menos.
Si: 0.010% a 1.000% El Si es un elemento importante para suprimir una generación de un carburo nocivo y para obtener múltiples fases que incluyen principalmente la ferrita y la martensita. Sin embargo, cuando una cantidad del Si excede 1.000%, el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se degrada, y una propiedad de conversión química también se degrada. Por lo tanto, la cantidad del Si se fija a 1.000% o menos. Además, el Si se añade para desoxidación, pero un efecto de desoxidación no es suficiente a la cantidad del Si de menos de 0.010%. Por lo tanto, la cantidad del Si se fija a 0.010% o más.
Al: 0.010% a 0.050% El Al es un elemento importante como un agente desoxidante. Para obtener el efecto de desoxidación, una cantidad del Al se fija a 0.010% o más. Por otra parte, incluso cuando el Al se añade excesivamente, el efecto anteriormente descrito es saturado, y por el contrario, el acero se vuelve frágil, y TS x ? es disminuido. Por lo tanto, la cantidad del Al se fija en el intervalo de 0.010% a 0.050%.
Mn: 1.50% a 2.70% El Mn es un elemento importante para mejorar una capacidad de endurecimiento y reforzar el acero. Sin embargo, cuando una cantidad del Mn es menor que 1.50%, no es posible incrementar suficientemente la resistencia. Por otra parte, cuando la cantidad del Mn excede 2.70%, la capacidad de endurecimiento se vuelve excesiva, y el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se degrada. Por lo tanto, la cantidad del Mn se fija a 1.50% a 2.70%. En un caso en el cual se requiere alargamiento más alto, la cantidad del Mn se fija deseablemente a 2.00% o menos.
P: 0.001% a 0.060% En una cantidad grande, el P se segrega en las colindancias del grano, y deteriora un alargamiento local y una soldabilidad. Por lo tanto, una cantidad del P se fija a 0.060% o menos. La cantidad del P es deseablemente más pequeña, pero una disminución extrema en la cantidad del P conduce a un incremento en costo de refinado, y por lo tanto la cantidad del P se fija deseablemente a 0.001% o más.
S: 0.001% a 0.010% El S es un elemento que forma MnS y deteriora significativamente el alargamiento local o la soldabilidad. Por lo tanto, un limite superior de una cantidad del S se fija a 0.010%. Además, la cantidad del S es deseablemente más pequeña; sin embargo, debido a un problema de un costo de refinación, un limite inferior de la cantidad del S se fija deseablemente a 0.001%.
N: 0.0005% a 0.0100% N es un elemento importante para precipitar A1N y similares y miniaturizar granos de cristal. Sin embargo, cuando una cantidad del N excede 0.0100%, una solución sólida de nitrógeno se mantiene y el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se degrada. Por lo tanto, una cantidad del N se fija a 0.0100% o menos. La cantidad del N es deseablemente más pequeña; sin embargo, debido a un problema de un costo de refinación, un limite inferior de la cantidad del N se fija deseablemente a 0.0005%.
La lámina de acero laminada en frío de conformidad con la modalidad tiene una composición básica que incluye los elementos anteriormente descritos y el resto incluyendo hierro e impurezas inevitables, sin embargo, en algunos casos, incluye por lo menos un elemento de Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, REM (metal de tierras raras) , Cu, Ni y B como elementos que hasta ahora se han usado en una cantidad que es igual a o menos de un limite superior descrito más adelante para mejorar la resistencia, para controlar una forma de un sulfuro o un óxido, y similares. Los elementos químicos anteriormente descritos no necesariamente se añaden a la lámina de acero, y por lo tanto un límite inferior de los mismos es 0%.
El Nb, Ti y V son elementos que precipitan un carbonitruro fino y refuerzan el acero. Además, el Mo y Cr son elementos que incrementan la capacidad de endurecimiento y refuerzan el acero. Para obtener los efectos anteriormente descritos, es deseable incluir Nb: 0.001% o más, Ti: 0.001% o más, V: 0.001% o más, Mo: 0.01% o más y Cr: 0.01% o más. Sin embargo, incluso cuando Nb: más de 0.050%, Ti: más de 0.100%, V: más de 0.100%, Mo: más de 0.50%, y Cr: más de 0.50% están contenidos, un efecto de incremento de resistencia es saturado, y la degradación del alargamiento o la capacidad de expansión de agujero es causada. Por lo tanto, los límites superiores de Nb, Ti, V, Mo y Cr se fijan a 0.050%, 0.100%, 0.100%, 0.50% y 0.50%, respectivamente.
El Ca controla la forma del sulfuro o el óxido y mejora el alargamiento local o la capacidad de expansión de agujero. Para obtener el efecto anteriormente descrito, es deseable contener 0.0005% o más del Ca. Sin embargo, puesto que una adición excesiva deteriora una trab j abilidad, un limite superior de una cantidad del Ca se fija a 0.0050%.
De manera similar a Ca, el metal de tierras raras (REM) controla la forma del sulfuro y el óxido y mejora el alargamiento local o la capacidad de expansión de agujero. Para obtener el efecto anteriormente descrito, es deseable contener 0.0005% o más del REM. Sin embargo, puesto que una adición excesiva deteriora la trabaj abilidad, un limite superior de una cantidad del REM se fija a 0.0050%.
El acero además puede incluir Cu: 0.01% a 1.00%, Ni: 0.01% a 1.00% y B: 0.0005% a 0.0020%. Los elementos anteriormente descritos también pueden mejorar la capacidad de endurecimiento e incrementar la resistencia del acero. Sin embargo, para obtener el efecto anteriormente descrito, es deseable contener Cu: 0.01% o más, Ni: 0.01% o más y B: 0.0005% o más. En cantidades que son iguales a o menores que las cantidades anteriormente descritas, el efecto que refuerza el acero es pequeño. Por otra parte, incluso cuando Cu: más de 1.00%, Ni: más de 1.00% y B: más de 0.0020% se añaden, el efecto de incremento de la resistencia es saturado, y el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se degrada. Por lo tanto, un limite superior de una cantidad del Cu se fija a 1.00%, un limite superior de una cantidad del Ni se fija a 1.00%, y un limite superior de una cantidad de B se fija a 0.0020%.
En un caso en el cual B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca y REM se incluyen, por lo menos un elemento es incluido. El resto del acero incluye Fe e impurezas inevitables. Como las inpurezas inevitables, elementos distintos de los elementos anteriormente descritos (por ejemplo, Sn, As y similares) pueden ser incluidos además siempre que características no sean alteradas. Cuando B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca y REM se incluyen en cantidades que son menores que los límites inferiores anteriormente descritos, los elementos se tratan como las impurezas inevitables.
Además, en el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad, cuando [C] representa la cantidad del C (% en masa) , [Si] representa la cantidad de Si (% en masa) y [Mn] representa la cantidad de Mn (% en masa), es importante satisfacer la siguiente expresión a para obtener la suficiente capacidad de expansión de agujero como se ilustra en la figura 1. (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] > 10 (a) Cuando un valor de (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] es 10 o menos, TS x ? se vuelve menos de 50000 MPa*%, y no es posible obtener la suficiente capacidad de expansión de agujero. Esto se debe a que, cuando la cantidad del C es alta, una dureza de una fase dura se vuelve demasiado alta y una diferencia entre una dureza de una fase dura y una dureza de una fase blanda se vuelve grande, y por lo tanto, un valor de A es deteriorado, y, cuando la cantidad del Si o la cantidad del Mn es pequeña, TS se vuelve bajo. Por lo tanto, es necesario fijar cada elemento en el intervalo anteriormente descrito, y además, para controlar un balance entre las cantidades del mismo. Puesto que el valor de (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] no cambia incluso después del estampado en caliente como se describió antes, el valor es preferiblemente satisfecho cuando se produce la lámina de acero laminada en frío. Sin embargo, incluso cuando (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] > 10 se satisface, en un caso en el cual el H2/H1 o la s?? descrito más adelante no satisface las condiciones, la suficiente capacidad de expansión de agujero no se puede obtener. En la figura 1, un signo de referencia para después del estampado en caliente indica el acero estampado en caliente, y un signo de referencia para antes del estampado en caliente indica la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente.
Generalmente, es la martensita en vez de la ferrita la que domina la formabilidad (capacidad de expansión de agujero) en la lámina de acero laminada en frío que tiene la estructura metalográfica que incluye principalmente la ferrita y la martensita. Los inventores llevaron a cabo estudios intensivos con respecto a una relación entre la dureza y la formabilidad tal como el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero de la martensita. Como resultado, se encontró que, cuando una relación de dureza (a diferencia de la dureza) de la martensita entre una porción de superficie de un espesor de la lámina y una parte central del espesor de la lámina, y una distribución de dureza de la martensita en la parte central del espesor de la lámina están en un estado predeterminado con respecto a una formabilidad de estampado en caliente de conformidad con la modalidad como se ilustra en las figuras 2A y 2B, la formabilidad tal como el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se vuelve favorable. Además, se aclaró que, cuando la relación de dureza y la distribución de dureza están en un intervalo predeterminado en la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente usada para la formabilidad de estampado en caliente de conformidad con la modalidad, la relación de dureza y la distribución de dureza son casi mantenidas en el acero estampado en caliente también, y la formabilidad tal como el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se vuelve favorable. Esto se "debe a que la distribución de dureza de la martensita formada en la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente también tiene un efecto significativo sobre el acero estampado en caliente después del estampado en caliente. De manera especifica, se considera que esto se debe a que los elementos de aleación condensados en la parte central del espesor de la lámina todavía mantienen un estado de ser condensados en la parte central incluso después de llevar a cabo el estampado en caliente. Es decir, en la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente, en un caso en el cual la diferencia de dureza de la martensita entre la superficie porción del espesor de la lámina y la parte central del espesor de la lámina es grande o un caso en el cual una varianza de la dureza de la martensita es grande en la parte central del espesor de la lámina, la relación de dureza similar y la varianza similar se obtienen en el acero estampado en caliente también.
En las figuras 2A y 2B, un signo de referencia para después del estampado en caliente indica el acero estampado en caliente, y un signo de referencia para antes del estampado en caliente indica la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente.
Los inventores también encontraron que, con respecto a una medición de dureza de la martensita medida con un nanoindentador fabricado por Hysitron Corporation a 1000 veces, cuando la siguiente expresión b y la siguiente expresión c se satisfacen, la formabilidad del acero estampado en caliente mejora. Aquí, una "Hl" es la dureza de la martensita en la porción de superficie del espesor de la lámina que está dentro de un área que tiene una anchura de 200 µp? en una dirección de espesor desde una capa más externa del acero estampado en caliente. Una "H2" es la dureza de la martensita en la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente, es decir, en un área que tiene una anchura de ±100 µ?t? en la dirección de espesor desde la parte central del espesor de la lámina. Una ?,s? " es la varianza de la dureza de la martensita que existe en un área que tiene una anchura de 200 \im en la dirección de espesor en la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente. El Hl, la H2 y la oHM se obtienen cada uno de mediciones de 300 puntos. El área que tiene una anchura de 200 µp? en la dirección de espesor en la parte central del espesor de la lámina se refiere a un área que tiene un centro en un centro del espesor de la lámina y que tiene una dimensión de 200 µp? en la dirección de espesor.
H2/H1 < 1.10 (b) oHM < 20 (c) Además, aqui, la varianza es un valor obtenido usando la siguiente expresión h y que indica una distribución de la dureza de la martensita.
( ) Una Xprom representa un valor promedio de la dureza medida de la martensita, y Xi representa la dureza de una i-ésima martensita.
La figura 2A ilustra las relaciones entre la dureza de la martensita en la porción de superficie y la dureza de la martensita en la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente y la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente. Además, la figura 2B colectivamente ilustra la varianza de la dureza de la martensita que existe en la anchura de ±100 µp? en el espesor de la lámina dirección desde el centro del espesor de la lámina del acero estampado en caliente y la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente. Como se ilustra en las figuras 2A y 2B, la relación de dureza de la lámina de acero laminada en frío antes del estampado en caliente y la relación de dureza de la lámina de acero laminada en frío después del estampado en caliente son casi las mismas. Además, la varianzas de la dureza de la martensita en la parte central del espesor de la lámina también son casi las mismas tanto en la lámina de acero laminada en frío antes del estampado en caliente como en la lámina de acero laminada en frió después del estampado en caliente.
En el acero estampado en caliente, un valor del H2/H1 que es 1.10 o más representa que la dureza de la martensita en la parte central del espesor de la lámina es 1.10 o más veces la dureza de la martensita en la porción de superficie del espesor de la lámina. Es decir, esto indica que la dureza en la parte central del espesor de la lámina se vuelve demasiado alta. Como se ilustra en la figura 2A, cuando el H2/H1 es 1.10 o más, la oHM alcanza 20 o más. En este caso, TS x ? se vuelve menos de 50000 MPa*%, y una formabilidad suficiente no se puede obtener después del templado, es decir, en el acero estampado en caliente. Teóricamente, hay un caso en el cual un limite inferior del H2/ Hl se vuelve el mismo en la parte central del espesor de la lámina y en la porción de superficie del espesor de la lámina a menos que se lleve a cabo un tratamiento térmico especial; sin embargo, en un proceso de producción real en consideración de una productividad, el limite inferior es, por ejemplo, hasta aproximadamente 1.005.
La varianza de s?? del acero estampado en caliente que es 20 o más indica que una variación de la dureza de la martensita es grande, y partes en las cuales la dureza es demasiado alta existen localmente. En este caso, TS x ? se vuelve menos de 50000 MPa»%. Es decir, una formabilidad suficiente no se puede obtener en el acero estampado en caliente.
Enseguida, se describirá la estructura metalográfica del acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad. Una fracción de área de la martensita es 80% o más en el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad. Cuando la fracción de área de la martensita es menor que 80%, una resistencia suficiente que ha sido requerida recientemente para el acero estampado en caliente (por ejemplo, 1.5 GPA) no se puede obtener. Por lo tanto, la fracción de' área de la martensita se fija a 80% o más. Toda o partes principales de la estructura metalográfica del acero estampado en caliente son ocupadas por la martensita, y además pueden incluir uno o más de 0% a 10% de una perlita en una fracción de área, 0% a 5% de una austenita retenida en una relación de volumen, 0% a 20% de la ferrita en una fracción de área, y 0% a menos de 20% de una bainita en una fracción de área. Aunque hay un caso en el cual 0% a 20% de la ferrita existe dependiendo de una condición de estampado en caliente, no hay problema con la resistencia después del estampado en caliente dentro del intervalo anteriormente descrito. Cuando la austenita retenida permanece en la estructura metalográfica, es probable que una fragilidad de trabajo secundaria y una característica de fractura retardada se degraden. Por lo tanto, es preferible que la austenita residual sustancialmente no esté incluida; sin embargo, inevitablemente, 5% o menos de la austenita residual en una relación de volumen puede ser incluida. Puesto que la perlita es una estructura dura y quebradiza, es preferible no incluirla perlita; sin embargó, inevitablemente, hasta 10% de la perlita en una fracción de área puede ser incluida. La bainita es una estructura que puede ser formada como una estructura residual, y es una estructura intermedia en términos de la resistencia o la formabilidad, puede ser incluida. La bainita puede ser incluida hasta menos de 20% en términos de una fracción de área. En la modalidad, las estructuras metalográficas de la ferrita, la bainita y la perlita se observaron a través de grabado al aguafuerte con Nital, y la estructura metalográfica de la martensita se observó a través de grabado con ractivo de Le Pera. Todas las estructuras metalográficas se observaron en una 1/4 parte del espesor de la lámina con un microscopio óptico a 1000 veces. La relación de volumen de la austenita retenida se midió con un aparato de difracción de rayos X después de pulir la lámina de acero hasta la 1/4 parte del espesor de la lámina.
Enseguida, se describirá la estructura metalográfica deseable de la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente para el cual se usa el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad. La estructura metalográfica del acero estampado en caliente es afectada por la estructura metalográfica de la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente. Por lo tanto, cuando la estructura metalográfica de la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente es controlada, se vuelve fácil obtener la estructura metalográfica anteriormente descrita en el acero estampado en caliente. En la lámina de acero laminada en frió de conformidad con la modalidad, la fracción de área de la ferrita es deseablemente 40% a 90%. Cuando la fracción de área de la ferrita es menor que 40%, la resistencia se vuelve demasiado alta incluso antes del estampado en caliente y hay un caso en el cual la forma del acero estampado en caliente se deteriora o el corte se vuelve difícil. Por lo tanto, la fracción de área de la ferrita antes del estampado en caliente se fija deseablemente a 40% o más. Además, en la lámina de acero laminada en frío de conformidad con la modalidad, puesto que una cantidad de los elementos de aleación es grande, es difícil fijar la fracción de área de la ferrita a más de 90%. En la estructura metalográfica , además de la ferrita, la martensita . es incluida, y la fracción de área de la misma es deseablemente 10% a 60%. Un total de la fracción de área de la ferrita y la fracción de área de la martensita es deseablemente 60% o más antes del estampado en caliente. La estructura metalográfica además puede incluir uno o más de la perlita, la bainita y la austenita retenida. Sin embargo, cuando la austenita retenida permanece en la estructura metalográfica, la fragilidad de trabajo secundaria y las características de fractura retardadas es probable que se degraden, y por lo tanto es preferible que la austenita retenida no sea sustancialmente incluida. Sin embargo, inevitablemente, 5% o menos de la austenita retenida puede ser incluida en una relación de volumen. Puesto que la perlita es una estructura dura y quebradiza, la perlita preferiblemente no es incluida; sin embargo, inevitablemente, hasta 10% de la perlita puede ser incluida en una fracción de área. Hasta 20% o menos de la bainita que la estructura residual puede ser incluida en una fracción de área por la misma razón que se describió antes. De manera similar a la lámina de acero laminada en frío antes del estampado en caliente, las estructuras metalográficas de la ferrita, la bainita y la perlita se observaron a través de grabado al aguafuerte con Nital, y la estructura metalográfica de la martensita se observó a través de grabado con reactivo de Le Pera. Todas las estructuras metalográficas se observaron en una 1/4 parte del espesor de la lámina con un microscopio óptico a 1000 veces. La relación de volumen de la austenita retenida se midió con un aparato de difracción de rayos X después de pulir la lámina de acero hasta la 1/4 parte del espesor de la lámina.
Además, en el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad, la dureza de la martensita medida con un nanoindentador a 1000 veces (dureza de indentación (GPa o N/ram2) o un valor obtenido al convertir la dureza de indentación a una dureza de Vickers (Rv) ) es especificado. En una prueba de dureza de Vickers ordinaria, una indentación formada se vuelve mayor que la martensita. Por lo tanto, una dureza macroscópica de la martensita y estructuras periféricas de la misma (la ferrita y similares) se puede obtener, pero no es posible obtener la dureza de la martensita misma. Puesto que la formabilidad tal como la capacidad de expansión de agujero es significativamente afectada por la dureza de la martensita misma, es difícil evaluar suficientemente la formabilidad sólo con la dureza de Vickers. Por el contrario, en el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad, puesto que la relación de dureza de la dureza de la martensita medida con el nanoindentador y un estado de dispersión son controlados en un intervalo apropiado, es posible obtener una formabilidad extremadamente favorable.
El MnS se observó en un lugar de 1/4 del espesor de la lámina (un lugar que es 1/4 de la profundidad del espesor de la lámina desde la superficie) y la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente. Como resultado, se encontró que una fracción de área del MnS que tiene un diámetro de círculo equivalente de 0.1 ym a 10 pm de 0.01% o menos y, como se ilustra en la figura 3, la siguiente expresión d que es satisfecha son preferible para obtener favorablemente y establemente TS x ? > 50000 MPa*%. n2/nl < 1.5 (d) Aquí, la ni representa una densidad en número (densidad en número promedio) (granos/10000 µp?2) del MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de 0.1 µp? a 10 µp? por área unitaria en la 1/4 parte del espesor de la lámina del acero estampado en caliente, y la n2 representa una densidad en número (densidad en número promedio) (granos/10000 µp\2) del MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de 0.1 µ?? a 10 µ? por área unitaria en la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente .
Una razón para la mejora de formabilidad en un caso en el cual la fracción de área de MnS de 0.1 µ?? a 10 µ?t? es 0.01% o menos se considera que, cuando se lleva a cabo una prueba de expansión de agujero, si hay MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de 0.1 µ?t? o más, puesto que el esfuerzo se concentra en una vecindad del mismo, es probable que ocurra agrietamiento. Una razón para no contar el MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de menos de 0.1 µ?? es que un efecto sobre la concentración de esfuerzo es pequeño, y una razón para no contar el MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de más de 10 µp? es que el MnS que tiene el diámetro del círculo equivalente de más de 10 µp? originalmente no es adecuado para trabajar. Además, cuando la fracción de área del MnS que tiene el diámetro del circulo equivalente de 0.1 µp\ a 10 µp? excede 0.01%, ya que se vuelve fácil que las grietas finas generadas debido a la concentración de esfuerzo se propaguen. Por lo tanto, hay un caso en el cual la capacidad de expansión de agujero se degrada. Además, un limite inferior de la fracción de área del MnS no es particularmente especificado, pero es razonable fijar el limite inferior a 0.0001% o más ya que la fijación del limite inferior a menos de 0.0001% en consideración de un método de medición descrito más adelante, limitaciones de una amplificación y un campo visual, la cantidad del Mn o el S, y una capacidad de tratamiento de desulfuri zación tiene un efecto sobre una productividad y un costo.
Cuando la fracción de área de MnS que tiene el diámetro del circulo equivalente de 0.1 µp? a 10 µ?t? en el acero estampado en caliente es más de 0.01%, como se describió antes, es probable que la formabilidad se degrade debido a la concentración de esfuerzo. Un valor del n2/nl que es 1.5 o más en el acero estampado en caliente indica que la densidad en número del MnS en la parte central del espesor de la lámina del acero estampado en caliente es 1.5 o más veces la densidad en número del MnS en la 1/4 parte del espesor de la lámina del acero estampado en caliente. En este caso, es probable que la formabilidad se degrade debido a una segregación del MnS en la parte central del espesor de la lámina. En la modalidad, el diámetro del circulo equivalente y la densidad en número del MnS se midieron con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (Fe-SE ) fabricado por JEOL Ltd. La amplificación fue 1000 veces, y un área de medición del campo visual se fijó a 0.12 x 0.09 mm2 (=10800)µp\2 ¾ 10000 µp\2) . 10 campos visuales se observaron en el sitio de 1/4 del espesor de la lámina desde la superficie (la 1/4 parte del espesor de la lámina), y 10 campos visuales se observaron en la parte central del espesor de la lámina. La fracción de área del MnS se calculó con software de análisis de partículas. En la modalidad, el MnS se observó en la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente además del acero estampado en caliente. Como resultado, se encontró que una forma del MnS formado antes del estampado en caliente (en la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente) no cambió incluso en el acero estampado en caliente (después del estampado en caliente) . La fiqura 3 es una vista que ilustra una relación entre el n2/nl y TS x ? del acero estampado en caliente, y también ilustra una evaluación de resultados de medición de la densidad en número del MnS en la 1/4 parte del espesor de la lámina y en la parte central del espesor de la lámina de la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente usando el mismo índice que para el acero estampado en caliente. En la figura 3, un signo de referencia para después del estampado en caliente indica el acero estampado en caliente, y un signo de referencia para antes del estampado en caliente indica la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente. Como se ilustra en la figura 3, el n2/nl (una relación del MnS entre la 1/4 parte del espesor de la lámina y la parte central del espesor de la lámina) de la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente y el acero estampado en caliente es casi el mismo. Esto se debe a que la forma del MnS no cambia a una temperatura de calentamiento del estampado en caliente.
El acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad se obtiene, por ejemplo, calentando la lámina de acero laminada en frío de conformidad con la modalidad a 750°C a 1000°C a una velocidad de incremento de temperatura de, 5°C/segundo a 500 °C/segundo, formando (trabajando) la lámina de acero durante 1 segundo a 120 segundos, y enfriando la lámina de acero a un intervalo de temperatura de 20°C a 300°C a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo a 10000 /segundo . Un acero estampado en caliente obtenido tiene una resistencia a la tensión de 1500 MPa a 2200 MPa, y puede obtener un efecto de mejora de formabilidad significativo, particularmente, en una lámina de acero que tiene una alta resistencia de aproximadamente 1800 MPa a 2000 MPa.
Es preferible formar un galvanizado, por ejemplo, un galvanizado por inmersión en caliente, un galvanizado- recocido, un electrogalvanizado, o un aluminizado sobre el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad en términos de prevención de herrumbre. En un caso en el cual un enchapado se forma sobre el acero estampado en caliente, una capa enchapada no cambia bajo la condición de estampado en caliente anteriormente descrita, y por lo tanto un enchapado puede ser formado sobre la lámina de acero laminada en frió para estampado en caliente. Aun cuando el enchapado anteriormente descrito se forme sobre el acero estampado en caliente, los efectos de la modalidad no son alterados. Los enchapados anteriormente descritos se pueden formar con un método bien conocido.
En lo sucesivo, se describirá un método para producir la lámina de acero laminada en frió de conformidad con la modalidad y el acero estampado en caliente de conformidad con la modalidad obtenida estampando en caliente la lámina de acero laminada en frió.
Cuando se produce la lámina de acero laminada en frío de conformidad con la modalidad, como una condición ordinaria, un acero fundido que ha sido fundido para tener la composición química anteriormente descrita es colado continuamente después de un convertidor, produciendo así una placa. En el colado continuo, cuando una velocidad de colado es rápida, un precipitado de Ti y similar se vuelve demasiado fino. Por otra parte, cuando la velocidad de colado es lenta, la productividad se deteriora, y como consecuencia, el precipitado anteriormente descrito es engrosado para disminuir el número de partículas, y hay un caso en el cual otras características tales como una fractura retardada no pueden ser controladas aparece. Por lo tanto, la velocidad de colado es deseablemente 1.0 m/minuto a 2.5 m/minuto.
La placa después de la fusión y el colado pueden ser sometidos a laminado en caliente como colado. 'Alternativamente, en un caso en el cual la placa es enfriada a menos de 1100°C, es posible recalentar la placa a 1100°C a 1300°C en un horno de túnel o similar y someter la placa al laminado en caliente. Cuando una temperatura de la placa durante el laminado en caliente es menor que 1100°C, es difícil asegurar una temperatura de acabado en el laminado en caliente, que causa una degradación del alargamiento. Además, en la lámina de acero a la cual se añade Ti o Nb, una disolución del precipitado se vuelve insuficiente durante el calentamiento, lo que causa una disminución en la resistencia. Por otra parte, cuando la temperatura de la placa es más de 1300°C, una generación de una incrustación se vuelve grande, y hay una preocupación de que puede ser imposible hacer la calidad de la superficie de la lámina de acero favorable.
Además, para disminuir la fracción de área del MnS, cuando [ n] representa la cantidad del Mn (% en masa) y [S] representa la cantidad del S (% en masa) en el acero, es preferible que una temperatura T (°C) de un horno de calentamiento antes de llevar a cabo el laminado en caliente, un tiempo en horno t (minutos), [Mn] y [S] satisfaga la siguiente expresión g como se ilustra en la figura 6.
T x ln(t) / (1.7 x [Mn] + [S]) > 1500 ... (g) Cuando un valor de T x ln(t) / (1.7 x [Mn] + [S]) es igual a o menor que 1500, la fracción de área del MnS se vuelve grande, y hay un caso en el cual una diferencia entre el número del MnS en la 1/4 parte del espesor de la lámina y el número del MnS en la parte central del espesor de la lámina se vuelve grande. L-a temperatura del horno de calentamiento antes de llevar a cabo el laminado en caliente se refiere a una temperatura de extracción en un lado de salida del horno de calentamiento, y el tiempo en horno se refiere a un tiempo transcurrido desde una inserción de la placa en el horno de calentamiento caliente a una extracción de la placa desde el horno de calentamiento. Puesto que el MnS no cambia con el laminado en caliente o el estampado en caliente como se describió antes, es preferible satisfacer la expresión g durante el calentamiento de la placa. El ln anteriormente descrito representa un logaritmo natural.
Enseguida, el laminado en caliente se lleva a cabo de conformidad con un método convencional. En este tiempo, es deseable fijar la temperatura de acabado (una temperatura de fin de laminado en caliente) a una temperatura de Ar3 a 970°C y llevar a cabo el laminado en caliente sobre la placa. Cuando la temperatura de acabado es menor que la temperatura de Ar3, hay una preocupación de que el laminado puede convertirse en una región de dos fases laminado de la ferrita (a) y la austenita (y), y el alargamiento se puede degradar. Por otra parte, cuando la temperatura de acabado es mayor que 970°C, un tamaño de grano de austenita es engrosado, una fracción de la ferrita se vuelve pequeña, y hay una preocupación de que el alargamiento se puede degradar.
La temperatura de Ar3 se puede estimar a partir de u punto de inflexión después de llevar a cabo una prueba de Formastor y midiendo un cambio en una longitud de un espécimen de prueba en respuesta a un cambio de temperatura.
Después del laminado en caliente, el acero es enfriado a una velocidad de enfriamiento promedio de 20°C/segundo a 500 °C/segundo, y es devanado a la temperatura de devanado predeterminada CT°C. En un caso en el cual la velocidad de enfriamiento es menor que 20 °C/segundo, la perlita que causa la degradación del alargamiento es probable que se forme, lo que no es preferible.
Por otra parte, un limite superior de la velocidad de enfriamiento no es particularmente especificado, pero el límite superior de la velocidad de enfriamiento se fija deseablemente a aproximadamente 500 °C/segundo desde un punto de vista de una especificación de instalación, pero no se limita a la misma.
Después del devanado, el decapado se lleva a cabo, y el laminado en frío se lleva a cabo. En este tiempo, como se ilustra en la figura 4, el laminado en frío se lleva a cabo bajo una condición en el cual la siguiente expresión e se satisface para obtener un intervalo que satisface la expresión b anteriormente descrita. Cuando el laminado anteriormente descrito se lleva a cabo, y después del recocido, el enfriamiento y similares se realizan en las condiciones anteriormente descritas, TS x ? = 50000 MPa«% se puede obtener en la lámina de acero laminada en frió antes del estampado en caliente, y además, es posible asegurar TS x ? = 50000 MPa*% en el acero estampado en caliente para el cual se usa la lámina de acero laminada en frió. Mientras tanto, el laminado en frió es deseablemente llevado a cabo con un laminador en tándem en el cual una pluralidad de cajas de laminado están dispuestas linealmente, y la lámina de acero es continuamente laminada en una sola dirección, obteniendo asi un espesor predeterminado. 1.5 x rl / r + 1.2 x r2 / r + r3 / r > 1.0 (e) Aquí, el "ri (i = 1, 2 o 3)" representa una reducción de laminado en frió individual objetivo (%) en una i-ésima caja (i = 1,2,3) con base en una caja que está más arriba en el laminado en frío, y el "r" representa una reducción de laminado en frió total objetivo (%) en el laminado en frío.
La reducción de laminado en frió total es una denominada reducción acumulada, se basa en el espesor de la lámina en una entrada de una primera caja, y es un porcentaje de la reducción acumulada (una diferencia entre el espesor de la lámina en la entrada de una primera pasada y el espesor de la lámina en una salida después de una pasada final) con respecto a la base anteriormente descrita.
Cuando el laminado en frió se lleva a cabo bajo una condición en la cual la expresión e anteriormente descrita se satisface, es posible dividir suficientemente la perlita en el laminado en frío incluso cuando la perlita grande existe antes el laminado en frió. Como resultado, es posible quemar la perlita o suprimir la fracción de área de la perlita a un grado mínimo a través de recocido llevado a cabo después del laminado en frío. Por lo tanto, se vuelve fácil obtener una estructura que satisfaga la expresión b y la expresión c. Por otra parte, en un caso en el cual la expresión e no se satisface, las reducciones de laminado en frío en las cajas del flujo superior no son suficientes, y es probable que quede la perlita grande. Como resultado, no es posible formar la martensita que tiene una forma deseada en un proceso de recocido .
Además, los inventores encontraron que, en la lámina de acero laminada en frío que había sido sometida a un laminado que satisface la expresión e, fue posible mantener la forma de la estructura de la martensita obtenida después del recocido casi en el mismo estado incluso cuando el estampado en caliente se lleve a cabo posteriormente, y el alargamiento o la capacidad de expansión de agujero se vuelve ventajosa. En un caso en el cual la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente de conformidad con la modalidad es calentada hasta una región de austenita a través del estampado en caliente, la fase dura que incluye la martensita se convierte en una austenita que tiene una concentración de C alta, y la fase de ferrita se convierte en la austenita que tiene una concentración de C baja. Cuando la austenita es enfriada posteriormente, la austenita forma una fase dura que incluye martensita. Es decir, cuando el estampado en caliente se lleva a cabo sobre la lámina de acero para estampado en caliente que tiene la dureza de la martensita para satisfacer la expresión e (para hacer el H2/H1 anteriormente descrito en un intervalo predeterminado) , el H2/H1 anteriormente descrito alcanza en un intervalo predeterminado incluso después del estampado en caliente, y la formabilidad después del estampado en caliente se vuelve excelente.
En la modalidad, la r, la rl, la r2 y la r3 son las reducciones de laminado en frío objetivo. Generalmente, la reducción de laminado en frío objetivo y una reducción de laminado en frió real son controladas para volverse sustancialmente el mismo valor, y el laminado en frió se lleva a cabo. No es preferible llevar a cabo el laminado en frío objetivo después de hacer innecesariamente la reducción de laminado en frió real diferente de la reducción de laminado en frío. En un caso en el cual hay una gran diferencia entre una reducción de laminado objetivo y una reducción de laminado real, es posible considerar que la modalidad se lleva a cabo cuando la reducción de laminado en frío real satisface la expresión e. La reducción de laminado en frío real preferiblemente converge dentro de ±10% de la reducción de laminado en frío.
Después del laminado en frío, el recocido se lleva a cabo. Cuando el recocido se lleva a cabo, una recristalización es causada en la lámina de acero, y la martensita deseada es formada. Con respecto a una temperatura de recocido, es preferible llevar a cabo el recocido calentando la lámina de acero a un intervalo de 700°C a 850°C de conformidad con un método convencional, y enfriar la lámina de acero a 20°C o una temperatura a la cual un tratamiento de superficie tal como el galvanizado por inmersión en caliente se lleva a cabo. Cuando el recocido se lleva a cabo en el intervalo anteriormente descrito, es posible asegurar una fracción deseable de la ferrita y una fracción de área deseable de la martensita y obtener un total de la fracción de área de la ferrita y la fracción de área de la martensita de 60% o más, TS x ? mejora.
Condiciones distintas a la temperatura de recocido no son particularmente especificadas, pero un límite inferior de un tiempo de retención de 700°C a 850°C es preferiblemente fijado a 1 segundo o más para obtener confiablemente una estructura predeterminada, por ejemplo, aproximadamente 10 minutos siempre que la productividad no sea alterada. Es preferible determinar apropiadamente la velocidad de incremento de temperatura a l°C/segundo a un límite superior de una capacidad de la instalación, por ejemplo, 1000°C/segundo, y determinar apropiadamente la velocidad de enfriamiento a l°C/segundo al límite superior de la capacidad de la instalación, por ejemplo, 500 °C/segundo . El laminado de temple se puede llevar a cabo con un método convencional. Una relación de alargamiento del laminado de temple es, generalmente, aproximadamente 0.2% a 5%, y es preferible cuando se evita un alargamiento del punto de deformación y la forma de la lámina de acero puede ser corregida.
Como una condición aún más preferible de la presente invención, cuando [C] representa la cantidad del C (% en masa), [Mn] representa la cantidad de Mn (% en masa), [Si] representa la cantidad de Si (% en masa), y [Mo] representa la cantidad de Mo (% en masa) en acero, la temperatura de devanado CT en un proceso de devanado preferiblemente satisface la siguiente expresión f. 560 - 474 x [C] - 90 x [Mn] - 20 x [Cr] - 20 x [Mo] < CT < 830 - 270 x [C] - 90 x [Mn] - 70 x [Cr] - 80 x [Mo] (f) Cuando la temperatura de devanado CT es menor que 560 - 474 x [C] - 90 x [Mn] - 20 x [Cr] - 20 x [Mo] , es decir, CT - (560 - 474 x [C] - 90 x [Mn] - 20 x [Cr] - 20 x [Mo] ) es menor que cero como se ilustra en la figura 5A, la martensita es formada excesivamente, y la lámina de acero se vuelve demasiado dura, de tal manera que hay un caso en el cual el laminado en frió subsiguiente se vuelve difícil. Por otra parte, cuando la temperatura de devanado CT es mayor que 830 - 270 x [C] - 90 x [Mn] - 70 x [Cr] - 80 x [Mo] , es decir, CT - (830 - 270 x [C] - 90 x [Mn] - 70 x [Cr] - 80 x [Mo] ) es mayor que cero como se ilustra en la figura 5B, una estructura en bandas que incluye la ferrita y la perlita es probable que se forme. Además, una fracción de la perlita en la parte central del espesor de la lámina es probable que se vuelva alta. Por lo tanto, una uniformidad de una distribución de la martensita que es formada en el proceso de recocido subsiguiente se degrada, y se vuelve difícil satisfacer la expresión b anteriormente descrita. Además, hay un caso en el cual se vuelve difícil que se forme una cantidad suficiente de la martensita.
Cuando la expresión f se satisface, la ferrita y la fase dura tienen una forma de distribución ideal antes del estampado en caliente, como se describió antes. Además, en este caso, el C y similares es probable que se difundan de una manera uniforme después de llevar a cabo el calentamiento en el estampado en caliente. Por lo tanto, la forma de distribución de la dureza de la martensita en el acero estampado en caliente se vuelve aproximadamente ideal. Cuando es posible asegurar de manera más confiable la estructura metalográfica anteriormente descrita al satisfacer la expresión f, la formabilidad del acero estampado en caliente se vuelve excelente.
Además, para mejorar una capacidad de prevención de herrumbre, también es preferible incluir un proceso de galvanizado por inmersión en caliente en el cual un galvanizado por inmersión en caliente se forma entre el proceso de recocido y el proceso de laminado de temple y formar el galvanizado por inmersión en caliente sobre una superficie de la lámina de acero laminada en frío. Además, también es preferible incluir un proceso de aleación en el cual se forma una aleación entre el proceso de galvanizado por inmersión en caliente y el proceso de laminado de temple para obtener un galvanizado-recocido mediante aleación del galvanizado por inmersión en caliente. En un caso en el cual la aleación se lleva a cabo, un tratamiento en el cual una superficie galvanizada se lleva a contacto con una sustancia que oxida una superficie enchapada tal como vapor de agua, espesando asi una película oxidada, se puede llevar a cabo además sobre la superficie.
También es preferible incluir, por ejemplo, un proceso de electrogalvanizado en el cual un electrogalvanizado se forma sobre la superficie de la lámina de acero laminada en frío después del proceso de laminado de temple distinto del proceso de galvanizado por inmersión en caliente y el proceso de galvanizado-recocido. Además, también es preferible incluir, en lugar del galvanizado por inmersión en caliente, un proceso de aluminizado en el cual un aluminizado se forma entre el proceso de recocido y el proceso de laminado de temple, y formar el aluminizado sobre la superficie de la lámina de acero laminada en frío. El aluminizado es generalmente aluminizado por inmersión en caliente, que es preferible.
Después de una serie de los tratamientos anteriormente descritos, el estampado en caliente se lleva a cabo sobre la lámina de acero laminada en frío obtenida para estampado en caliente, produciendo así un acero estampado en caliente. En un proceso de estampado en caliente, el estampado en caliente deseablemente se lleva a cabo bajo, por ejemplo, las siguientes condiciones. Primero, la lámina de acero es calentada hasta 750°C a 1000°C a la velocidad de incremento de temperatura de 5°C/segundo a 500 °C/segundo . Después del calentamiento, el trabajo (formación) se lleva a cabo durante 1 segundo a 120 segundos. Para obtener una resistencia alta, la temperatura de calentamiento es preferiblemente más de una temperatura Ac3. La temperatura Ac3 se estimó a partir del punto de inflexión de la longitud del espécimen de prueba después de llevar a cabo la prueba de Fonnastor.
Posteriormente, es preferible enfriar la lámina de acero a 20°C a 300°C a la velocidad de enfriamiento de, por ejemplo, 10°C/segundo a 1000°C/segundo . Cuando la temperatura de calentamiento es menor gue 750°C, en el acero estampado en caliente, la fracción de la martensita no es suficiente, y la resistencia no puede ser asegurada. Cuando la temperatura de calentamiento es más de 1000°C, la lámina de acero se vuelve demasiado suave y, en un caso en el cual se forma un enchapado sobre la superficie de la lámina de acero, particularmente, en un caso en el cual zinc es enchapado, hay una preocupación de que el zinc puede ser evaporado y quemado, lo que no es preferible. Por lo tanto, la temperatura de calentamiento en el proceso de estampado en caliente es preferiblemente 750°C a 1000°C. Cuando la velocidad de incremento de temperatura es menor que 5°C/segundo, puesto que un control de la misma es difícil, y la productividad significativamente se degrada, es preferible calentar la lámina de acero a la velocidad de incremento de temperatura de 5°C/segundo o más. Por otra parte, un limite superior de la velocidad de incremento de temperatura de 500 °C/segundo se forma a una capacidad de calentamiento actual, pero no se limita a la misma. A la velocidad de enfriamiento de menos de 10 °C/segundo , puesto que el control de la velocidad de la misma es difícil, y la productividad también se degrada significativamente, es preferible enfriar la lámina de acero a la velocidad de enfriamiento de 10°C/segundo o más. Un límite superior de la velocidad de enfriamiento no es particularmente especificado, pero se vuelve 1000 °C/segundo o menos en consideración de una capacidad de enfriamiento actual. Una razón para llevar a cabo el incremento de temperatura y el trabajo de formación dentro de 1 segundo a 120 segundos es evitar la evaporación dele zinc y similares en un caso en el cual el galvanizado por inmersión en caliente y similares se forman sobre la superficie de la lámina de acero. Una razón para fijar la temperatura de enfriamiento a 20°C (la temperatura ambiente) a 300°C es asegurar suficientemente la martensita para asegurar la resistencia después del estampado en caliente.
De conformidad con lo que se ha descrito anteriormente, cuando se satisfacen las condiciones anteriormente descritas, es posible producir el acero estampado en caliente en el cual la distribución de dureza o la estructura es casi mantenida incluso después del estampado en caliente, y como consecuencia la resistencia' es asegurada y la capacidad de expansión de agujero más favorable se puede obtener.
La figura 8 ilustra un diagrama de flujo (procesos SI a S14) de un ejemplo del método de producción anteriormente descrito.
Ej emplo Un acero que tiene a composición descrita en la Tabla 1 se coló continuamente a una velocidad de colado de 1.0 m/minuto a 2.5 m/minuto, después, una placa se calentó en a horno de calentamiento bajo una condición de la Tabla 2 de conformidad con un método convencional como colado o después de enfriar el acero una vez, y laminado en caliente se llevó a cabo a una temperatura de acabado de 910°C a 930°C, produciendo asi una lámina de acero laminada en caliente. Después de eso, la lámina de acero laminada en caliente fue devanada a una temperatura de devanado CT descrita en la Tabla 2. Después de eso, las incrustaciones sobre una superficie de la lámina de acero fueron removidas llevando a cabo decapado, y un espesor de la lámina se fijó a 1.2 mm a 1.4 mm a través de laminado en frió. En este tiempo, el laminado en frió se llevó a cabo de modo que el valor de la expresión e se volvió el valor descrito en la Tabla 2.
Después del laminado en frío, el recocido se llevó a cabo en un horno de recocido continuo a una temperatura de recocido descrita en las Tablas 3 y 4. En una parte de las láminas de acero, un galvanizado por inmersión en caliente se formó a la mitad del enfriamiento después de remojar en el horno de recocido continuo, y después la aleación se llevó a cabo además en la parte del mismo, formando asi un galvanizado-recocido. Además, un electrogalvanizado o un aluminizado se formaron sobre la parte de las láminas de acero. El laminado de temple se llevó a cabo a una relación de alargamiento de 1% de conformidad con un método convencional. En este estado, se tomó una muestra para evaluar calidades de material y similares de la lámina de acero laminada en frío para estampado en caliente, y se llevó a cabo una prueba de calidad de material o similar. Después de eso, para obtener un acero estampado en caliente que tiene una forma ilustrada en la figura 7, el estampado en caliente en el cual una temperatura se incrementó a un incremento de temperatura de 10 °C/segundo, la lámina de acero se mantuvo a una temperatura de calentamiento de 850°C durante 10 segundos, y enfriado a 200°C o menos a una tasa de enfriamiento de 100 °C/segundo se llevó a cabo. Se cortó una muestra de un lugar de la figura 7 en un articulo moldeado obtenido, una prueba de calidad de material y una estructura observación se llevaron a cabo, y fracciones de estructuras individuales, una densidad en número de nS, una dureza, una resistencia a la tensión (TS) , un alargamiento (El), una relación de expansión de agujero (?) y similares se obtuvieron. Los resultados se describen en la Tablas 3 a 8. La relación de expansión de agujeros ? en las Tablas 3 a 6 se obtienen con la siguiente expresión i. ? (%) = { (d' - d) / d} x 100 (i) d' : un diámetro de agujero cuando una grieta penetra un espesor de la lámina d: un diámetro de agujero inicial Con respecto a los tipos de enchapado en la Tablas 5 y 6, CR representa una lámina de acero laminada en frió no enchapada, GI representa una formación del galvanizado por inmersión en caliente, GA representa una formación del galvanizado-recocido, EG representa una formación del electrogalvanizado, y Al representa una formación del aluminizado.
Una cantidad de "0" en la Tabla 1 indica que una cantidad es igual a o menor que un limite inferior de medición .
Las determinaciones G y B en la Tablas 2, 7 y 8 se definen como sigue.
G: se satisface una expresión de condición obj etivo .
B: no se satisface la expresión de condición objetivo.
Se encontró a partir de las Tablas 1 a 8 que, cuando las condiciones de la presente invención se satisfacen, es posible obtener el acero estampado en caliente para el cual se usa la lámina de acero de alta resistencia laminada en frió que satisface TS x ? = 50000 MPa*%.
Aplicabilidad industrial De conformidad con la presente invención, puesto que se establece una relación apropiada entre la cantidad del C, la cantidad del Mn y la cantidad del Si, y una dureza apropiada medida con un nanoindentador se provee a la martensita, es posible proveer el acero estampado en caliente que asegura la resistencia de 1.5 GPa o más, y tiene una capacidad de expansión de agujero más favorable.
Breve descripción de los símbolos de referencia SI: PROCESO DE FUSIÓN S2: PROCESO DE COLADO S3: PROCESO DE CALENTAMIENTO S4: PROCESO DE LAMINADO EN CALIENTE S5: PROCESO DE DEVANADO S6: PROCESO DE DECAPADO S7: PROCESO DE LAMINADO EN FRÍO S8: PROCESO DE RECOCIDO S9: PROCESO DE LAMINADO DE TEMPLE S10: PROCESO DE ESTAMPADO EN CALIENTE Sil: PROCESO DE GALVANIZADO S12: PROCESO DE ALEACIÓN S13: PROCESO DE ALUMINIZADO S14: PROCESO DE ELECTROGALVANI ZADO Tabla 1-1 Tabla 1-2 Tabla 2 Tabla 3 Tabla 4 Tabla 5 Tabla 6 29

Claims (13)

REIVINDICACIONES
1. Un acero estampado en caliente que comprende, en % en masa: C: más de 0.150% a 0.300%; Si: 0.010% a 1.000%; Mn: 1.50% a 2.70%; P: 0.001% a 0.060%; S: 0.001% a 0.010%; N: 0.0005% a 0.0100%; y Al: 0.010% a 0.050%; y opcionalmente uno o más de B: 0.0005% a 0.0020%; Mo: 0.01% a 0.50%; Cr: 0.01% a 0.50%; V: 0.001% a 0.100%; Ti: 0.001% a 0.100%; Nb: 0.001% a 0.050%; Ni: 0.01% a 1.00%; Cu: 0.01% a 1.00%; Ca: 0.0005% a 0.0050%; y REM: 0.0005% a 0.0050%; y el resto incluyendo Fe e impurezas inevitables, en donde, cuando [C] representa una cantidad de C en % en masa, [Si] representa una cantidad de Si en % en masa, y [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa, una siguiente expresión a se satisface, una estructura metalográfica incluye 80% o más de una martensita en una fracción de área, y opcionalmente, además incluye uno o más de 10% o menos de una perlita en una fracción de área, 5% o menos de una austenita retenida en una relación de volumen, 20% o menos de una ferrita en una fracción de área, y menos de 20% de una bainita en una fracción de área, TS x ? que es un producto de TS que es una resistencia a la tensión y ? que es una relación de expansión de agujero es 50000 MPa»% o más, y una dureza de la martensita medida con un nanoindentador satisface una siguiente expresión b y una siguiente expresión c, (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] > 10 ... (a) H2/H1 < 1.10 (b) oHM < 20 (c) aquí, la Hl representa una dureza promedio de la martensita en una porción de superficie, la H2 representa la dureza promedio de la martensita en una parte central de un espesor de la lámina que es un área que tiene una anchura de ±100 µta en una dirección de espesor desde un centro del espesor de la lámina, y la oHM representa una varianza de la dureza de la martensita que existe en la parte central del espesor de la lámina.
2. El acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 1, en donde una fracción de área de un MnS que existe en la estructura metalográfica y que tiene un diámetro de circulo equivalente de 0.1 µp? a 10 um es 0.01% o menos, y una siguiente expresión d se satisface, n2/nl < 1.5 (d) aquí, la ni representa una densidad en número promedio por 10000 m2 del MnS en una 1/4 parte del espesor de la lámina, y la n2 representa una densidad en número promedio por 10000 µt?2 del MnS en la parte central del espesor de la lámina.
3. El acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 1 o 2, en donde una capa galvanizada por inmersión en caliente se forma sobre una superficie del mismo .
4. El acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 3, en donde la capa galvanizada por inmersión en caliente incluye una capa galvanizada-recocida.
5. El acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 1 o 2, en donde una capa electrogalvanizada se forma sobre una superficie del mismo.
6. El acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 1 o 2, en donde una capa aluminizada se forma sobre una superficie del mismo.
7. Un método para producir un acero estampado en caliente, el método comprendiendo: colado de un acero fundido que tiene una composición química de conformidad con la reivindicación 1 y obtención de un acero; calentamiento del acero; laminado en caliente el acero con una instalación de laminado en caliente que tiene una pluralidad de cajas; devanado del acero después del laminado en caliente; decapado del acero después del devanado; laminado en frío del acero después del decapado con un laminador en frío que tiene una pluralidad de cajas bajo una condición que satisface una siguiente expresión e; recocido en el cual el acero es calentado bajo 700°C a 850°C y enfriado después del laminado en fríe- laminado de temple del acero después del recocido; y estampado en caliente en el cual el acero es calentado a un intervalo de temperatura de 750°C o más a una velocidad de incremento de temperatura de 5°C/segundo o más, formado dentro del intervalo de temperatura, y enfriado a 20°C a 300°C a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo o más después del laminado de temple, 1.5 x rl /r + 1.2 x r2 / r + r3 / r > 1 (e) aquí, cuando i es 1, 2 o 3, ri representa una reducción de laminado en frío individual en unidad de % en una i-ésima caja con base en una caja que está más arriba entre una pluralidad de las cajas en el laminado en frío, y r representa una reducción de laminado en frío total (%) en el laminado en frío.
8. El método para producir un acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 7, en donde, cuando CT en unidades de °C representa una temperatura de devanado en el devanado; [C] representa una cantidad de C en % en masa, [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa, [Si] representa una cantidad de Si en % en masa, y [Mo] representa una cantidad de Mo en % en masa en el acero; una siguiente expresión f se satisface; 560 - 474 x [C] - 90 x [Mn] -20 x [Cr] -20 x [Mo] < CT < 830 -270 x [C] - 90 x [Mn] -70 x [Cr] - 80 x [Mo] (f)
9. El método para producir un acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, en donde, cuando T en unidades de °C representa una temperatura de calentamiento en el calentamiento, r en unidades de minutos representa un tiempo en horno; y [Mn] representa una cantidad de Mn en % en masa, y [S] representa una cantidad de S en % en masa en el acero, una siguiente expresión g se satisface, T x ln(t) / (1.7 x [Mn] + [S] ) > 1500 (g) .
10. El método para producir un acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, que además comprende: galvanizado del acero entre el recocido y el laminado de temple.
11. El método para producir un acero estampado en caliente de. conformidad con la reivindicación 10, que además comprende : aleación del acero entre el galvanizado por inmersión en caliente y el laminado de temple.
12. El método para producir un acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, que además comprende: electrogalvanizado del acero entre el laminado de temple y el estampado en caliente.
13. El método para producir un acero estampado en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, que además comprende: aluminizado el acero entre el recocido y el laminado de temple. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Este artículo moldeado estampado en caliente se caracteriza porque cuando el contenido de carbono (% en masa), contenido de silicio (% en masa) y contenido de manganeso (% en masa) se expresan como [C] , [Si] y [Mn] , respectivamente, se sostiene una relación de (5 x [Si] + [Mn] ) / [C] > 10, y si la estructura de metal contiene martensita a 80% o más por relación de área, y además contiene una o más de perlita a 10% o menos por relación de área, austenita retenida a 5% o menos por relación de volumen, ferrita a 20% o menos por relación de área, y bainita a menos de 20% por relación de área, TS x ?, que es el producto de la resistencia a la tensión (TS) y la tasa de expansión de agujero (?) , es por lo menos 50000 MPa»%, y la dureza de la martensita, como se mide por un nanoindentador , satisface H2/H1 < 1.10 y s?? < 20.
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Families Citing this family (53)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2862810C (en) 2012-01-13 2017-07-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CA2879540C (en) 2012-08-06 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same, and hot-stamp formed body
CN109023051A (zh) 2012-08-15 2018-12-18 新日铁住金株式会社 热压用钢板、其制造方法以及热压钢板构件
JP5942841B2 (ja) * 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法
US10301699B2 (en) * 2013-09-18 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-stamped part and method of manufacturing the same
US20160289809A1 (en) * 2013-09-19 2016-10-06 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel for hot forming
CN103614640B (zh) * 2013-12-12 2016-10-05 马鸣图 一种抗高温氧化的非镀层热冲压成形用钢
KR101568511B1 (ko) * 2013-12-23 2015-11-11 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법
ES2753390T3 (es) * 2014-05-15 2020-04-08 Nippon Steel Corp Elemento de plancha de acero formado en caliente
PL3150736T3 (pl) 2014-05-29 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Materiał stalowy poddany obróbce cieplnej i sposób jego wytwarzania
MX2016015580A (es) 2014-05-29 2017-03-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Meterial de acero tratado termicamente y metodo para producirlo.
CN105506470B (zh) * 2014-09-26 2017-07-21 鞍钢股份有限公司 一种高强度高韧性热浸镀铝钢板及其制造方法
EP3181715B1 (en) * 2014-10-24 2019-01-02 JFE Steel Corporation High-strength hot-pressing member and method for producing same
KR101677351B1 (ko) * 2014-12-26 2016-11-18 주식회사 포스코 재질 편차가 적고, 조관성 및 내식성이 우수한 열간 프레스 성형용 열연강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
US10308996B2 (en) 2015-07-30 2019-06-04 Hyundai Motor Company Hot stamping steel and producing method thereof
KR102206830B1 (ko) * 2015-08-31 2021-01-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
KR101714909B1 (ko) * 2015-10-23 2017-03-10 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
CN106906420A (zh) * 2015-12-29 2017-06-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
CN106929755A (zh) * 2015-12-29 2017-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
CN106906421A (zh) * 2015-12-29 2017-06-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
US10385415B2 (en) 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10288159B2 (en) 2016-05-13 2019-05-14 GM Global Technology Operations LLC Integrated clutch systems for torque converters of vehicle powertrains
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
WO2018097200A1 (ja) * 2016-11-25 2018-05-31 新日鐵住金株式会社 焼き入れ成形品の製造方法、熱間プレス用鋼材の製造方法、及び熱間プレス用鋼材
KR101917472B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 항복비가 낮고 균일연신율이 우수한 템퍼드 마르텐사이트 강 및 그 제조방법
EP3572543B1 (en) * 2017-01-17 2021-12-22 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping
US10260121B2 (en) 2017-02-07 2019-04-16 GM Global Technology Operations LLC Increasing steel impact toughness
JP6384645B1 (ja) * 2017-02-20 2018-09-05 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
JP6384643B1 (ja) * 2017-02-20 2018-09-05 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
CA3053396C (en) * 2017-03-01 2022-08-09 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with extremely high strength
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2019003450A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019003445A1 (ja) 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
WO2019003448A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
CN107587075B (zh) * 2017-08-30 2019-06-18 武汉钢铁有限公司 低成本塑料模具钢及其生产方法
WO2019090109A1 (en) * 2017-11-02 2019-05-09 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties
JP6515360B1 (ja) * 2018-03-29 2019-05-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2019222950A1 (en) 2018-05-24 2019-11-28 GM Global Technology Operations LLC A method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
WO2019241902A1 (en) 2018-06-19 2019-12-26 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
CN111197145B (zh) 2018-11-16 2021-12-28 通用汽车环球科技运作有限责任公司 钢合金工件和用于制造压制硬化钢合金部件的方法
CN110029274B (zh) * 2019-04-25 2020-09-15 首钢集团有限公司 一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法
CN113840936B (zh) * 2019-05-31 2022-06-17 日本制铁株式会社 热冲压成型体
KR102603495B1 (ko) * 2019-05-31 2023-11-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
WO2021176249A1 (en) 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
JP7215519B2 (ja) * 2020-05-15 2023-01-31 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
CN113588365B (zh) * 2021-07-26 2024-03-29 青岛特殊钢铁有限公司 一种准确评估焊接用钢盘条拉拔加工性能的方法
KR20230088117A (ko) * 2021-12-10 2023-06-19 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재
KR20230088118A (ko) * 2021-12-10 2023-06-19 현대제철 주식회사 핫스탬핑용 소재
KR20240075861A (ko) * 2022-01-07 2024-05-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체
CN114561591A (zh) * 2022-02-28 2022-05-31 北京理工大学重庆创新中心 一种添加y元素的无涂层增强抗高温氧化热冲压成形钢

Family Cites Families (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0814004B2 (ja) * 1987-12-28 1996-02-14 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH06128688A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP3755301B2 (ja) 1997-10-24 2006-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP3769143B2 (ja) 1999-05-06 2006-04-19 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法
JP4414563B2 (ja) 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
FR2830260B1 (fr) 2001-10-03 2007-02-23 Kobe Steel Ltd Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci
JP3762700B2 (ja) 2001-12-26 2006-04-05 新日本製鐵株式会社 成形性と化成処理性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2003313636A (ja) 2002-04-25 2003-11-06 Jfe Steel Kk 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法
JP4265153B2 (ja) 2002-06-14 2009-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
DE602004027803D1 (de) 2003-03-31 2010-08-05 Nippon Steel Corp Nach dem heisstauchverfahren mit legiertem zink beschichtetes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
EP1612288B9 (en) 2003-04-10 2010-10-27 Nippon Steel Corporation A method for producing a hot-dip zinc coated steel sheet having high strength
JP4317418B2 (ja) 2003-10-17 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
JP4293020B2 (ja) 2004-03-15 2009-07-08 Ｊｆｅスチール株式会社 穴広げ性に優れる高強度鋼板の製造方法
EP1749895A1 (fr) 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
WO2007048883A1 (fr) * 2005-10-27 2007-05-03 Usinor Procede de fabrication d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques a partir d'une tole laminee et revetue
JP4725415B2 (ja) 2006-05-23 2011-07-13 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
CN101583486B (zh) 2006-10-30 2014-08-27 安赛乐米塔尔法国公司 涂覆的钢带材、其制备方法、其使用方法、由其制备的冲压坯料、由其制备的冲压产品和含有这样的冲压产品的制品
JP5082432B2 (ja) * 2006-12-26 2012-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5223360B2 (ja) 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2204463B8 (en) 2007-10-29 2019-08-14 Nippon Steel Corporation Martensite type steel not requiring heat treatment and hot forged non heat-treated steel parts
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101130837B1 (ko) 2008-04-10 2012-03-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법
JP5347392B2 (ja) * 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5418168B2 (ja) 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
BR112012004303B1 (pt) 2009-08-31 2020-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço galvanizada de alta resistência
CN102712973B (zh) * 2010-01-13 2016-06-08 新日铁住金株式会社 成型性优良的高强度钢板及其制造方法
JP5521562B2 (ja) * 2010-01-13 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP2530179B1 (en) 2010-01-26 2018-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, and process for production thereof
JP4962594B2 (ja) 2010-04-22 2012-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2011142356A1 (ja) 2010-05-10 2011-11-17 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US20130095347A1 (en) * 2010-06-14 2013-04-18 Kaoru Kawasaki Hot-stamped steel, method of producing of steel sheet for hot stamping, and method of producing hot-stamped steel

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