MX2014011606A - Hoja de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia y hoja de acero galvanizado por inmersion en caliente de aleacion de alta resistencia que tiene una excelente capacidad de trabajo de flexion y diferencia de fuerza minima entre la parte central y las partes extremas en la direccion de ancho de la hoja, y metodo para la fabricacion de la misma. - Google Patents

Hoja de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia y hoja de acero galvanizado por inmersion en caliente de aleacion de alta resistencia que tiene una excelente capacidad de trabajo de flexion y diferencia de fuerza minima entre la parte central y las partes extremas en la direccion de ancho de la hoja, y metodo para la fabricacion de la misma.

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MX
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steel sheet
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hot
proportion
sheet
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Muneaki Ikeda
Masaaki Miura
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Kobe Steel Ltd
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Abstract

Se proporciona una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia en la cual la capacidad de trabajo de flexión de la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia se mejora, y en la cual la diferencia de fuerza entre una parte central y las partes extremas en la dirección del ancho de hoja se reduce; y un método para fabricar una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia. La hoja de acero es una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente que tiene una capa de galvanización por inmersión en caliente en una superficie de una base hoja de acero que contiene: C, Mn, P, 5, y Al; Ti y B en cantidades que satisfacen la ecuación (1); y N; y Si según sea necesario; el resto comprende hierro e impurezas inevitables; la estructura metalográfica de la hoja de acero base que tiene martensita, bainita, y ferrita, las relaciones de cada una con respecto a la estructura metalográfica general que es 50% de área o más de la martensita, 15-50% de área de la bainita, y 5% de área o menos de la ferrita, (1): 0.005 x [Mn] + 0.02 x [B] 1/2 + 0.025 = [Ti] = 0.15.

Description

HOJA DE ACERO GALVANIZADO POR INMERSIÓN EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA Y HOJA DE ACERO GALVANIZADO POR INMERSIÓN EN CALIENTE DE ALEACIÓN DE ALTA RESISTENCIA QUE TIENE UNA EXCELENTE CAPACIDAD DE TRABAJO DE FLEXIÓN Y DIFERENCIA DE FUERZA MÍNIMA ENTRE LA PARTE CENTRAL Y LAS PARTES EXTREMAS EN LA DIRECCIÓN DE ANCHO DE LA HOJA, Y MÉTODO PARA LA FABRICACIÓN DE LA MISMA CAMPO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia, y un método para fabricar cada una de estas hojas de acero.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN Las hojas de acero de alta resistencia se usan para automóviles, maquinaria de transporte, mobiliario, materiales de construcción, y otros artículos en amplios campos. Para realizar una disminución en el consumo de combustible de, por ejemplo, automóviles, maquinaria de transporte y otros, se desea usar una hoja de acero de alta resistencia para aligerar los automóviles y otros. También se desea la seguridad de la colisión para automóviles y otros. Así, sus miembros estructurales tal como sus pilares, y sus miembros de refuerzo tal como parachoques y vigas de impacto se requieren para tener una mayor resistencia.
Fuera de tales hojas de acero de alta resistencia, lo siguiente se usa para miembros para los cuales se requiere desempeño que evita la oxidación: una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia (denominado simplemente como una hoja de acero GI), que tiene una capa de galvanización por inmersión en caliente formada en una superficie de una hoja de acero básico; o una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia (denominado simplemente como una hoja de acero GA) , que se obtiene al someter una hoja de acero GI a tratamiento de aleación.
Sin embargo, en un caso donde tales hojas de acero se han intensificado en la fuerza, un problema que es causado porque las hojas de acero se agrietan fácilmente cuando se doblan, es decir, las hojas de acero se deterioran en capacidad de trabajo de flexión.
Por lo tanto, tales hojas de acero se solicitan para mejorarse en fuerza sin que se deteriore en capacidad de trabajo de flexión.
Las Literaturas de Patente 1 hasta 3 describen técnicas para intensificar una hoja de acero GI en fuerza sin que se deteriore en fuerza de flexión. Sin embargo, la microestructura metálica de la hoja de acero GI descrita en cada una de estas literaturas contiene ferrita en una gran proporción. Por lo tanto, la hoja de acero no puede ganar una fuerza deseada.
Los inventores también han sugerido, en la Literatura de Patente 4, una hoja de acero de super-alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de 1100 MPa o más y que tiene una capacidad de trabajo de flexión excelente, Esta hoja de acero de super-alta resistencia contiene Si en una proporción de 0.5 hasta 2.5% y tiene una microestructura metálica de hoja de acero que contiene martensita y una fase suave de ferrita bainitica y ferrita poligonal.
Lista de Citas Literaturas de Patente Literatura de Patente 1 JP 2010-275628A Literatura de Patente 2 JP 2008-280608A Literatura de Patente 3 JP 2009-149937A Literatura de Patente 4 JP 2011-225975A SUMARIO DE LA INVENCIÓN Problema Técnico Una hoja de acero GI como se describió arriba se produce usualmente al someter una hoja de acero de laminado en frío a tratamiento de remojado, que enfria la hoja de acero tratada, y luego aplicar galvanización por inmersión en caliente a la hoja de acero. Una hoja de acero GA se produce al someter tratamiento de aleación a una hoja de acero GI. Sin embargo, en cualquier hoja de acero GI u hoja de acero GA, la resistencia a la tracción de la misma se hace irregular entre su parte central y sus partes de borde, esto es, partes extremas en la dirección del ancho de la hoja, de manera que una diferencia de fuerza grande se puede generar entre los mismos. Sin embargo, en las literaturas mencionadas arriba, las Literaturas de Patente 1 hasta 4, no se toma ninguna concesión para tal diferencia de fuerza entre la parte central y las partes extremas en la dirección de ancho de la hoja.
Se ha prestado atención a una situación como se describió arriba para hacer la presente invención. Un objeto del mismo es proporcionar una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia (hoja de acero GI), y una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia (hoja de acero GA) que están cada una mejorada en capacidad de trabajo de flexión, y están cada una disminuidas en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas en la dirección del ancho de la hoja; y un método para fabricar cada una de estas hojas de acero .
Solución al Problema La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia (hoja de acero GI) de acuerdo a la presente invención, que tiene éxito en resolver los problemas mencionados arriba, es una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente que tiene una capa de galvanización por inmersión en caliente en una superficie de una hoja de acero básico; la hoja de acero básico comprende: C: 0.05 hasta 0.25% (el símbolo significa "% en masa"; lo mismo aplica a la proporción de cualquier componente descrito en lo siguiente), Si: 0.5% o menos, Mn: 2.0 hasta 4%, P: 0.1% o menos, S: 0.05% o menos, Al: 0.01 hasta 0.1%, Ti: una proporción por masa que causa la siguiente desigualdad (1) para estar satisfechos: 0.005 x [Mn] + 0.02 x [B]1/2 + 0.025 < [Ti] = 0.15(1) en donde cada uno de los pares [] representa el contenido por porcentaje (% por masa) del elemento descrito en el par [], B: 0.0003 hasta 0.005%, N: 0.01% o menos, y el resto que consiste de hierro e impurezas inevitables; en las cuales la hoja de acero básico tiene una microestructura metálica que comprende martensita, bainita, y ferrita; la proporción de martensita en el conjunto de la microestructura metálica es 50% o más por área del conjunto, la proporción de bainita en esto es desde 15 hasta 50% o más por área del conjunto, y la proporción de ferrita en esto es 5% o menos por área del conjunto.
La hoja de acero básico puede además contener, como uno o más elementos diferentes, (a) al menos uno de Cr: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%), y Mo: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%), (bj al menos uno de Nb: 0.2% o menos (esta expresión no incluye 0%), y V: 0.2% o menos (esta expresión no incluye 0%), y/o (c) al menos uno de Cu: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%), y Ni: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%).
La invención también incluye una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia obtenida, usando la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia.
La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de la invención se puede fabricar ai someter una hoja de acero de laminado en frió (hoja de acero básico) que satisface la composición del componente mencionada arriba a tratamiento de remojado en el punto AC3 de la hoja de acero de laminado en frió, o superior, que enfria la hoja de acero por debajo de una temperatura de detención de enfriamiento desde 380°C hasta 500°C ambos inclusive a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/segundo o más, posteriormente manteniendo la hoja de acero, ya que es, por 15 segundos o más largo, y luego aplicar la galvanización por inmersión en caliente a la hoja de acero.
La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia de la invención se puede fabricar al someter, después la aplicación mencionada arriba de la galvanización por inmersión en caliente, la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente resultante al tratamiento de aleación.
Efectos Ventajosos de la Invención De acuerdo a la presente invención, respecto a una hoja de acero básico que constituye una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia u hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia, la microestructura metálica del mismo se rinde una microestructura mixta que contiene martensita y bainita, y además se disminuye en la proporción de ferrita. Por lo tanto, la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación o por inmersión en caliente se puede mejorar en la capacidad de trabajo de flexión. Por otra parte, sobre la base de las proporciones respectivas por masa de Mn y B, fuera de los componentes de la composición de la hoja de acero básico, el contenido por porcentaje de Ti se ajusta apropiadamente; por lo tanto, la (por aleación) hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente se puede disminuir en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas en la dirección de ancho de la hoja.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS La Fig. 1 es un gráfico esquemático contemplado para describir las condiciones de fabricación en la presente invención .
La Fig. 2 es una gráfica que muestra una relación entre valores "valores [Ti]-[Z]" y relaciones de diferencia de fuerza que se ganaron en ejemplos de trabajo.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Como se ha sugerido en la Literatura de Patente 4 por los inventores, cuando una hoja de acero se flexiona, la hoja de acero se agrieta por una cuestión de que la tensión se concentra a una interface entre su fase suave (ferrita) y su fase dura (martensita) . Por lo tanto, con objeto de restringir la generación de la grieta, esto es necesario para disminuir una diferencia en dureza entre la fase suave y la fase dura. En la presente invención, por lo tanto, una hoja de acero se hace en una microestructura metálica mixta de martensita y vainita en la que la proporción por área de ferrita, que es una fase suave, se controla en 5% o menos, y la proporción por masa de C, fuera de componentes de la composición del acero, se controla en 0.25% o menos para disminuir la dureza de martensita.
Sin embargo, para una mejora de una hoja de acero en la capacidad de trabajo de flexión, en el caso de la prestación la microestructura del mismo una microestructura metálica mixta compuesta sustancialmente de martensita y bainita como se describe arriba, lo siguiente es causado en la etapa de enfriar la hoja, que se realiza antes de que la hoja se somete a tratamiento de galvanización por inmersión en caliente y después de someter a tratamiento de remojado: una diferencia de temperatura se genera entre sitios de la hoja a lo largo de la dirección del ancho de hoja, de manera que la velocidad de transformación de bainita es variada a lo largo de la dirección de ancho de la hoja; por lo tanto, la hoja de acero viene para tener una diferencia de fuerza generada entre su parte central y sus partes extremas en la dirección del ancho de hoja.
Por lo tanto, con objeto de reducir esta diferencia de fuerza, los inventores tienen además han repetido investigaciones. Como un resultado, los inventores han descubierto que es bueno resolver el problema para usar calor generado por la transformación de bainita. En otras palabras, en un proceso para enfriar una hoja de acero después del tratamiento de remojado del mismo, la temperatura de la hoja se eleva en sus partes extremas por calor generado por transformación de bainita en una etapa inicial de la etapa de mantenimiento, después de la detención del enfriamiento, la hoja en temperatura baja; y por lo tanto la transformación de bainita puede ser contenido en la última mitad de la etapa de mantenimiento de hoja de temperatura baja. Con objeto de usar tal calor generado por la transformación de bainita, es necesario establecer la proporción de bainita en el conjunto de la microestructura metálica a 15% o más por área del conjunto. Con objeto de promover la transformación de bainita en la etapa inicial de mantenimiento de la hoja de temperatura baja, Ti se agrega positivamente a la hoja para hacer austenita más fina. Sin embargo, si la hoja de acero contiene Mn y B, que tiene un efecto de restringir la transformación de bainita altamente, en una gran proporción por masa, la transformación de bainita se restringe desfavorablemente en la etapa inicial de mantenimiento de la hoja de temperatura baja. Por lo tanto, en la presente invención, es necesario establecer apropiadamente el valor límite inferior de la proporción por masa de Ti en la base de las proporciones por masa de Mn y B.
En lo sucesivo, la presente invención se describirá específicamente, usando una hoja de acero GI como un ejemplo típico. La hoja de acero GI de la invención es una hoja que tiene una capa de galvanización por inmersión en caliente sobre una superficie de una hoja de acero básico (que significa una hoja de acero que está en un estado antes de someterse a galvanización por inmersión en caliente) . Sin embargo, la invención no se limita a ninguna hoja de acero GI, e incluye, en el alcance del mismo, cualquier hoja de acero GA.
La microestructura metálica de la hoja de acero básico contiene martensita, bainita, y ferrita, y la proporción de martensita en el conjunto de la microestructura metálica es 50% o más por área del conjunto, la proporción de bainita en esto es desde 15 hasta 50% por área del conjunto, y la proporción de ferrita en esto es 5% o menos por área del conjunto. En otras palabras, la hoja de acero se mejora en la capacidad de trabajo de flexión al hacer martensita, que es una fase dura, en un constituyente principal y haciendo bainita, que es superior en dureza en ferrita, dentro de una segunda fase y por lo tanto haciendo una pequeña diferencia en dureza entre martensita y la segunda fase. Como se detallará más adelante, en la presente invención, la proporción por masa de C incorporada en la hoja de acero básico se controla dentro de 0.25% o menos, disminuyendo de este modo la dureza de martensita de manera que una diferencia en dureza entre martensita y bainita se puede hacer tan pequeña como sea posible.
La especie martensita es una fase necesaria para intensificar la hoja de acero GI en resistencia a la tracción. Si la proporción de martensita es menor que 50% por área del conjunto de la microestructura metálica, la hoja de acero no puede asegurar fuerza. Por lo tanto, la proporción de martensita se establece a 50% o más por área, Preferiblemente a 60% o más por área, más preferiblemente 70% o más por área. Esto es suficiente para el limite superior de la proporción de martensita para ser 85% por área con objeto de asegurar la proporción de producción de bainita que se detallará más adelante. Si la proporción de martensita es grande, la hoja de acero se deteriora en estiramiento que tiende a ser malo en equilibrio fuerza/estiramiento. Por lo tanto, la proporción de martensita es más preferiblemente establecida a 80% o menos por área.
La especie bainita es más dura que la ferrita. Por lo tanto, al prestar la segunda fase bainita, una diferencia de dureza entre esta fase y martensita se puede hacer pequeña para mejorar la capacidad de trabajo de flexión. Con objeto de causar que la hoja de acero asegure la cantidad de calor generado por la transformación de bainita, y restringa además esta hoja de someterse, en sus partes extremas en la dirección de ancho de la hoja, a la transformación de bainita. La proporción de bainita se establece a 15% o más por área del conjunto de la microestructura metálica, preferiblemente hasta 20% o más por área, más preferiblemente 25% o más por área. A fin de que la hoja de acero asegure la proporción de producción mencionada arriba de bainita, el limite superior de la proporción se establece a 50% o menos por área. Si la proporción de bainita es grande, la hoja de acero no fácilmente asegura fuerza. Por lo tanto, la proporción de bainita se establece preferiblemente hasta 45% o menos por área, más preferiblemente hasta 40% o menos por área .
El conjunto de la microestructura metálica en la presente invención puede consistir únicamente de martensita y bainita, pero puede contener ferrita en cuanto a que los efectos de la presente invención no están dañados. Esto sin embargo es necesario para controlar la proporción de ferrita abajo hasta 5% o menos por área del conjunto de la microestructura metálica. La proporción de ferrita es preferiblemente 4% o menos por área, más preferiblemente 3% o menos por área, más preferiblemente 0% por área.
Esto es suficiente para las proporciones respectivas por área de la especie martensita, bainita, y ferrita que las mismas proporciones por área satisfacen los intervalos respectivos antes mencionados en la parte central en la dirección de ancho de la hoja de la hoja de acero básico que constituye la hoja de acero GI o la hoja de acero GA. Específicamente, esto es suficiente para cortar una muestra desde una posición t/4 (t: el espesor de la hoja) de una sección de la hoja de acero básico es decir perpendicular a la dirección del ancho de hoja, corroer la muestra con nital, observar un área de medición-ob etivo (alrededor de 20 µ?? alrededor de 20µ??) de la sección, esta área que está presente en cualquier posición de la sección, a través de un microscopio electrónico de barrido (SEM) (observar energía: 1500 magnificaciones) , y luego calcular fuera la proporciones por área.
La hoja de acero básico se caracteriza al contener Mn en una proporción por masa de 2.0 hasta 4%, B en una proporción por masa de 0.0003 hasta 0.005%, y Ti en una proporción por masa que causa que se satisfaga la siguiente desigualdad (1) : 0.005 x [Mn] + 0.02 x [B] 1/2 + 0.025 < [Ti] < 0.15 (1) en donde cada una de los pares [] representa el contenido por porcentaje (% en masa) del elemento descrito en el par [] .
Ti es un elemento para hacer austenita fina, y para promover la transformación de bainita en las partes extremas en la dirección de ancho de la hoja en la etapa inicial de mantenimiento de la hoja de temperatura baja para generar calor por la transformación de bainita y además restringir la transformación de bainita en la segunda mitad de la etapa de mantenimiento de la hoja de temperatura baja. Con objeto de causar que Ti exhiba tales efectos, la proporción por masa de Ti se establece en la base de las proporciones por masa de Mn y B, que son elementos de restricción de transformación de bainita, en la presente invención.
Sin embargo, Mn es un elemento que actúa efectivamente para restringir la producción de ferrita y bainita para promover la de la martensita, de este modo intensificando la hoja de acero en fuerza. Mn también es un elemento para intensificar lo mismo en templabilidad . Por lo tanto, la proporción por masa de Mn se establece a 2.0% o más, preferiblemente hasta 2.2% o más, más preferiblemente hasta 2.4% o más. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente Mn, la hoja se deteriora en capacidad de galvanizado. Por otra parte, si la hoja de acero contiene excesivamente Mn de manera que segrega Mn, la fuerza se reduce. Mn es además un elemento para promover la segregación limite de la hebra P para hacer los limites de la hebra quebradizas. Por lo tanto, la proporción por masa de Mn se establece a 4% o menos, preferiblemente hasta 3.5% o menos, más preferiblemente hasta 3.0% o menos.
De la misma manera como Mn, B es un elemento para restringir la generación de ferrita y bainita para promover la de martensita, de este modo intensificando la hoja de acero en fuerza. B también es un elemento para intensificar lo mismo en la templabílidad . Por lo tanto, la proporción por masa de B se debe establecer en 0.0003% o más, y la proporción por masa se establece preferiblemente hasta 0.0005% o más, más preferiblemente hasta 0.001% o más. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente B, un boruro se precipita de manera gue la hoja se deteriora en capacidad de trabajo de flexión y capacidad de trabajo caliente. Por lo tanto, la proporción por masa de B se establece a 0.005% o menos, preferiblemente hasta 0.0045% o menos, más preferiblemente hasta 0.0040% o menos.
Con objeto de causar gue la hoja de acero exhiba el efecto de promoción de transformación de bainita antes mencionado con base en la adición de Ti, es necesario incorporar Ti en una proporción por masa igual a o más el valor del lado izquierdo (0.005 x [Mn] + 0.02 x [B]: 2 + 0.025; el valor se puede denominar como el valor Z en lo sucesivo) de la desigualdad (1), este valor que se decide por la proporciones por masa de Mn y b. Los inventores han repetido los experimentos para descubrir el valor del lado izquierdo (el valor Z) de la desigualdad (1). Cada uno de los coeficientes muestran tal factor de contribución que el elemento afecta la restricción de la transformación de bainita. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente Ti, carburos finos tal como precipitado tiC de manera que la capacidad de trabajo de flexión se deteriora. Por lo tanto, la proporción por masa de Ti se establece a 0.15% o menos, preferiblemente hasta 0.1% o menos, más preferiblemente hasta 0.09% o menos.
La hoja de acero básico contiene, como elementos de aleación, n, B y Ti. Otros componentes de la composición del mismo necesitan satisfacer lo siguiente: C: 0.05 hasta 0.25%, Si: 0.5% o menos, P: 0.1% o menos, S: 0.05% o menos, Al: 0.01 hasta 0.1%, y N: 0.01% o menos. Razones por las que estos intervalos se han decidido son como sigue: C es un elemento indispensable para mejorar la hoja de acero básico en templabilidad, y además endurecer martensita para asegurar la fuerza de la hoja. Por lo tanto, la proporción por masa de C se establece a 0.05% o más, preferiblemente hasta 0.10% o más, más preferiblemente hasta 0.13% o más. Sin embargo, si la proporción por masa de C es más de 0.25%, martensita se endurece excesivamente para hacerse grande en diferencia entre la dureza del mismo y la de bainita o ferrita, de manera que la capacidad de trabajo de flexión se deteriora. Por lo tanto, la proporción por masa de C se establece a 0.25% o menos, preferiblemente hasta 0.20% o menos, más preferiblemente hasta 0.18% o menos.
Si actúa como un elemento de fortalecimiento de solución sólida a la fuerza de la hoja de acero básico, de este modo intensificando la fuerza del mismo. Sin embargo, Si es un elemento para promover la producción de ferrita. Por lo tanto, si la hoja de acero contiene excesivamente Si, ferrita se produce en una gran proporción de manera que una diferencia de dureza se hace grande entre las regiones producidas del mismo y aquellas de martensita y bainita. Por lo tanto, la capacidad de trabajo de flexión se deteriora a la inversa. Adicionalmente , la hoja de acero se deteriora en capacidad de galvanizado si la hoja de acero contiene excesivamente Si. Por lo tanto, la proporción por masa de Si se establece a 0.5% o menos, preferiblemente hasta 0.4% o menos, más preferiblemente hasta 0.3% o menos. Si puede ser 0% (esto es, menos que el limite de detección) .
P actúa como un elemento de fortalecimiento de solución sólida a la fuerza de la hoja de acero básico, de este modo intensificando la fuerza del mismo. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente P, la hoja de acero se deteriora en soldabilidad, capacidad de trabajo de flexión, y dureza. Por lo tanto, la proporción por masa de P se hace preferiblemente tan pequeña como sea posible. Por lo tanto, la proporción por masa de P se establece a 0.1% o menos, preferiblemente hasta 0.03% o menos, más preferiblemente 0.015% o menos .
S forma, en la hoja de acero básico, inclusiones de sulfuro (tal como MnS) . Las inclusiones de cada función como un origen de grietas deterioran la capacidad de trabajo de flexión. Por lo tanto, la proporción por masa de S se establece a 0.05% o menos, preferiblemente hasta 0.01% o menos, más preferiblemente hasta 0.008% o menos.
Al es un elemento que actúa un agente desoxidante. Por lo tanto, la proporción por masa de Al se establece a 0.01% o más, preferiblemente hasta 0.02% o más, más preferiblemente hasta 0.030% o más. Sin embargo, si Al excesivamente se incorpora en el acero, las inclusiones que contienen Al (por ejemplo, óxidos tal como alúmina) se incrementan para deteriorar la dureza y la capacidad de trabajo de flexión. Por lo tanto, la proporción por masa de Al se establece a 0.1% o menos, preferiblemente hasta 0.08% o menos, más preferiblemente hasta 0.05% o menos.
N es un elemento contenido inevitablemente en la hoja de acero. Si la hoja de acero contiene excesivamente N, la capacidad de trabajo de flexión se deteriora. Por otra parte, N se enlaza a B en el acero para precipitar BN, de este modo dificultando el efecto de mejorar la templabilidad de B. Esto por lo tanto se desea para disminuir N tanto como sea posible. Por lo tanto, la proporción por masa de N se establece a 0.01% o menos, preferiblemente hasta 0.008% o menos, más preferiblemente hasta 0.005% o menos.
La composición del componente básico de la hoja de acero básico es como se describe arriba. El resto del mismo es hierro e impurezas inevitables.
La hoja de acero básico puede contener, como otros elementos, elementos de aleación descritos en lo siguiente (a) hasta (c) : (a) Cr: 1% o menos (la expresión no incluye 0%), y/o Mo : 1% o menos (la expresión no incluye 0%) Cr y Mo son cada uno un elemento que actúa para mejorar la hoja de acero básico en templabilidad para mejorar lo mismo en fuerza. Cr y Mo se pueden agregar a ello solos o en combinación .
En particular, Cr es un elemento para restringir la producción y crecimiento de cementita para mejorar la hoja de acero en capacidad de trabajo de flexión también. Con objeto de causar Cr para exhibir este efecto efectivamente, la proporción por masa de Cr preferiblemente es 0.01% o más, más preferiblemente 0.03% o más, aún más preferiblemente 0.05% o más. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente Cr, la hoja de acero se puede deteriorar en capacidad de galvanizado. Por otra parte, los carburos Cr se producen en una gran proporción por masa de manera que la capacidad de trabajo de flexión puede estar deteriorada si la hoja de acero contiene excesivamente Cr. Por lo tanto, la proporción por masa de Cr se establece preferiblemente hasta 1% o menos, más preferiblemente hasta 0.8% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.7% o menos, en particular preferiblemente hasta 0.4% o menos.
Con objeto de causar el efecto de mejorar la fuerza con base en la adición de Mo para exhibirse efectivamente, la proporción por masa de Mo es preferiblemente 0.01% o más, más preferiblemente 0.03% o más, aún más preferiblemente 0.05% o más. Sin embargo, aún si Mo excesivamente se incorpora en el acero, el efecto con base en la adición se satura de manera que los costos incrementan. Por lo tanto, la proporción por masa de Mo se establece preferiblemente hasta 1% o menos, más preferiblemente hasta 0.5% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.3% o menos. (b) Nb : 0.2% o menos (la expresión no incluye 0%) , y/o V: 0.2% o menos (la expresión no incluye 0%) Nb y V son cada uno un elemento que actúa para hacer la microestructura metálica fina para mejorar la hoja de acero básico en capacidad de trabajo de flexión. Con objeto de causar que Nb o V exhiban este efecto efectivamente, la proporción por masa de Nb es preferiblemente 0.01% o más, más preferiblemente 0.02% o más, aún más preferiblemente 0.03% o más. La proporción por masa de V es preferiblemente 0.01% o más, más preferiblemente 0.02% o más, aún más preferiblemente 0.03% o más. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente Nb y V, los carburos finos precipitados en una gran proporción de manera que la hoja puede estar deteriorada en capacidad de trabajo de flexión. Por lo tanto, la proporción por masa de Nb se establece preferiblemente hasta 0.2% o menos, más preferiblemente hasta 0.15% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.1% o menos. La proporción por masa de V se establece preferiblemente hasta 0.2% o menos, más preferiblemente hasta 0.15% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.1% o menos. Nb y V se pueden agregar a ello solos o en combinación. (c) Cu: 1% o menos (la expresión no incluye 0%), y/o Ni: 1% o menos (la expresión no incluye 0%) Cu y Ni son cada uno un elemento que actúa para mejorar la hoja de acero básico en fuerza. Con objeto de causar que Cu o Ni exhiban este efecto efectivamente, la proporción por masa de Cu es preferiblemente 0.01% o más, más preferiblemente 0.05% o más, aún más preferiblemente 0.1% o más. La proporción por masa de Ni es preferiblemente 0.01% o más, más preferiblemente 0.05% o más, aún más preferiblemente 0.1% o más. Sin embargo, si la hoja de acero contiene excesivamente Cu y Ni, la hoja de acero se deteriora en capacidad de trabajo caliente. Por lo tanto, la proporción por masa de Cu se establece preferiblemente hasta 1% o menos, más preferiblemente hasta 0.8% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.5% o menos. La proporción por masa de Ni se establece preferiblemente hasta 1% o menos, más preferiblemente hasta 0.8% o menos, aún más preferiblemente hasta 0.5% o menos. Cu y Ni se pueden agregar a ello solos o en combinación.
Lo anterior ha descrito la hoja de acero GI de la presente invención como un ejemplo típico del mismo.
La capa de galvanización por inmersión en caliente de la hoja de acero GI puede ser de aleación. Por lo tanto, la presente invención incluye, en el alcance del mismo, cualquier hoja de acero GA obtenida al someter la hoja de acero GI a tratamiento de aleación.
Lo siguiente describirá un método para fabricar cada una de la hoja de acero GI y una hoja de acero GA de la presente invención .
La microestructura metálica de una hoja de acero básico que constituye cada una de la hoja de acero GI y la hoja de acero GA se vuelve una microestructura metálica en la que martensita es un constituyente principal, una bainita se produce en una proporción predeterminada, y ferrita se restringe de que se produzca. Para esta microestructura, esto es importante para controlar apropiadamente condiciones para remojar la hoja de acero básico, y las condiciones para enfriar después de remojar. Específicamente, una hoja de acero de laminado en frío que satisface la composición del componente mencionada arriba se somete a tratamiento de remojado en una temperatura en un intervalo de temperatura mono-fase de austenita es igual a o superior que el punto AC3 del acero, de este modo restringiendo la producción de ferrita y promoviendo la producción de martensita. Después del tratamiento de remojado, es suficiente enfriar la pieza de trabajo a una temperatura de detención de enfriamiento desde 380 hasta 500°C ambos inclusive a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más, y mantiene la pieza de trabajo, ya que es, por 15 segundos o más largo, de este modo produciendo martensita y bainita.
Primero, una descripción específicamente se hace acerca del método para fabricar la hoja de acero GI de la presente invención .
Una hoja de acero laminado en caliente se prepara la cual tiene la composición del componente mencionado arriba. Esto es suficiente para el laminado en caliente a realizarse por un método ordinario. La temperatura de calentamiento para ello se establece preferiblemente en el intervalo de alrededor de 1150 hasta 1300°C para asegurar temperatura de acabado para la hoja de acero, y evita los granos de austenita de engrosamiento . Se prefiere para laminación de acabado la pieza de trabajo en una temperatura de laminado de acabado desde 850 hasta 950°C no para formar ninguna fase agregada gue dificulte la capacidad de trabajo del acero, y luego terminar lo resultante.
Después de la laminación en caliente, la pieza de trabajo se lava con un ácido de una manera ordinaria si es necesario, y luego laminado en frió para producir una hoja de acero de laminado en frío (hoja de acero básico) . El ancho de hoja de la hoja de acero de laminado en frío es, por ejemplo, 500 mm o más. De acuerdo con la presente invención, una diferencia de fuerza de la hoja de acero se puede disminuir entre la parte central y las partes extremas en la dirección del ancho de hoja aún cuando el ancho de hoja es 500 mm o más .
Como se ilustra en la Fig. 1, después de la laminación en frío, la pieza de trabajo se calienta y mantiene en una temperatura del punto AC3 del mismo o superior para someterse a tratamiento de remojado. Este tratamiento hace posible restringir la producción de ferrita y promueve la de martensita. Si la temperatura de tratamiento de remojado es menor que el punto AC3, la ferrita se produce en una gran proporción para restringir la producción de martensita. En consecuencia, la hoja de acero no puede ser mayor en fuerza. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de remojado se establece al punto AC3 o superior, preferiblemente hasta el "punto AC3 + 10°C" o superior. El limite superior de la temperatura de tratamiento de remojado no se limita particularmente. Sin embargo, si la temperatura es superior que el "punto AC3 + 70°C", los granos de austenita se degradan de manera que la capacidad de trabajo de flexión puede estar deteriorada. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de remojado se establece preferiblemente hasta el "punto AC 3 + 70°C", o menor, más preferiblemente hasta el "punto AC3 + 60°C", o menor.
El punto AC3 (temperatura final de transformación de ferrita durante calentamiento de acero) se calcula de acuerdo con la siguiente ecuación(i): Ac3 (°C) = 910 - 203 x [C)1/2 - 15.2 x [Ni] + 44.7 x [Si] + 104 x [V] + 31.5 x [Mo] + 13.1 x [W] - (30 x [Mn] + 11 x [Cr] + 20 x [Cu] - 700 x [P] - 400x [Al] - 120 x [As] - 400 x [Ti]} ... (i) en donde cada uno de los pares [] representa el contenido por porcentaje (% en masa) del elemento descrito en el par []. Cuando la hoja de acero no contiene ninguno de uno de estos elementos, es aconsejable calcular esta temperatura en el estado cero de "0% en masa" se substituye en la ecuación. Esta ecuación se describe en "The Physical Metallurgy of Steels" (p.73, escrito por illiam C. Leslie y publicado por Maruzen Co., Ltd.).
El periodo para el cual el tratamiento de remojado se continúa no se limita particularmente, y puede ser, por ejemplo, desde alrededor de 10 hasta 100 segundos (en particular, alrededor de 10 hasta 80 segundos).
Como se muestra en la Fig. 1, después del tratamiento de remojado, la pieza de trabajo se enfria hasta una temperatura de detención de enfriamiento desde 380 hasta 500°C ambos inclusive a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg. o más para producir martensita.
Si la velocidad de enfriamiento promedio es menor que 3°C/seg. En el tiempo de enfriamiento la pieza de trabajo desde la temperatura de tratamiento de remojado hasta la temperatura de detención de enfriamiento, la ferrita y vainita se producen excesivamente en el medio del enfriamiento de manera que la hoja de acero se deteriora en capacidad de trabajo de flexión. Por lo tanto, la velocidad de enfriamiento promedio se establece a 3°C/seg. o más, preferiblemente hasta 4°C/seg. o más. El limite superior de la velocidad de enfriamiento promedio no se limita particularmente. Teniendo en cuenta la facilidad del control de la temperatura de hoja de acero básico, y costos de la instalación, es aconsejable que el limite superior es alrededor de 100°C/seg. La velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente 50°C/seg. o menos, aún más preferiblemente 10°C/seg. o menos.
Si la temperatura de detención de enfriamiento es superior que 500°C o inferior a 380°C, una diferencia de fuerza se puede disminuir entre la parte central y las partes extremas en la dirección del ancho de hoja de la hoja de acero básico. Por lo tanto, la temperatura de detención de enfriamiento se establece a 500°C o inferior, preferiblemente hasta 490°C o inferior, más preferiblemente hasta 480°C o inferior, y se establece a 380°C o superior, preferiblemente hasta 400°C o superior, más preferiblemente hasta 420°C o superior .
Es aconsejable controlar la temperatura de detención de enfriamiento de una manera ordinaria en la base de la temperatura de la posición central en la dirección de ancho de la hoja de la hoja de acero básico.
Después de la detención del enfriamiento, la galvanización por inmersión en caliente se aplica a la pieza de trabajo de una manera ordinaria para fabricar una hoja de acero GI, siempre que después de la detención de enfriamiento y antes de la aplicación de la galvanización por inmersión en caliente, la pieza de trabajo se mantiene ya que es por 15 segundos o más tiempo. Esta manera hace posible completar la transformación de bainita de la parte central y las partes extremas en la dirección de ancho de la hoja para hacer, sobre el conjunto de la parte central y las partes extremas, la microestructura metálica sustancialmente incluso. Si el periodo para mantener (como que sea) la pieza de trabajo después de la detención de enfriamiento es más corto que 15 segundos, la transformación de bainita se alcanza insuficientemente de manera que una proporción necesaria de vainita no se puede garantizar. Por lo tanto, este periodo de mantenimiento de la pieza de trabajo después de la detención de enfriamiento se establece a 15 segundos o más largo, preferiblemente hasta 25 segundos o más largo, más preferiblemente hasta 35 segundos o más largo. El limite superior del periodo de mantenimiento de la pieza de trabajo después de la detención de enfriamiento no se especifica particularmente. Considerando la productividad, la longitud de una linea de galvanización por inmersión en caliente para usarse, y otros, el limite es preferiblemente alrededor de 1000 segundos.
El mantenimiento de pieza de trabajo después de la detención de enfriamiento se realiza preferiblemente en una temperatura desde 380 hasta 500°C ambos inclusivos y de la "temperatura de detención de enfriamiento + alrededor de 60°C". En otras palabras, no es necesariamente esencial para llevar a cabo el mantenimiento de pieza de trabajo en la temperatura de detención de enfriamiento, y por lo tanto el mantenimiento de pieza de trabajo es permisible en cuanto al mantenimiento se lleva a cabo en el intervalo de las temperaturas desde 380 hasta 500°C ambos inclusivos y de la "temperatura de detención de enfriamiento ± alrededor de 60°C".
En la galvanización por inmersión en caliente, la temperatura de un baño para la galvanización se establece preferiblemente en el intervalo de 400 hasta 500°C (más preferiblemente 440 hasta 470°C) .
La composición del baño de galvanización no se limita particularmente, y puede ser un baño conocido para galvanización por inmersión en caliente.
Después de la galvanización por inmersión en caliente, la pieza de trabajo se enfria de una manera ordinaria para producir una hoja de acero GI que tiene una microestructura deseada. Específicamente, después de la galvanización por inmersión en caliente, la pieza de trabajo se enfría a temperatura ambiente en una velocidad de enfriamiento promedio de l°C/seg o más para transformar austenita en la hoja de acero básico a martensita. De esta manera, una microestructura hecha principalmente de martensita está dada. Si la velocidad de enfriamiento promedio es menor que l°C/seg., la martensita no se produce fácilmente de manera que la perlita o una fase de transformación de etapa media se produce desfavorablemente. La velocidad de enfriamiento promedio se establece preferiblemente hasta 5°C/segundos o más. El limite superior de la velocidad de enfriamiento promedio no se especifica particularmente. Teniendo en cuenta la facilidad del control de la temperatura de la hoja de acero básico, y los costos de las instalaciones, es aconsejable establecer el limite superior hasta alrededor de 50°C/seg. La velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente 40 °C/segundos o menos, más preferiblemente 30 °C/segundos o menos.
Lo siguiente describirá un método para fabricar la hoja de acero GA de la presente invención.
La hoja de acero GA se puede fabricar al someter la hoja de acero GI antes mencionada a tratamiento de aleación. Es aconsejable que el tratamiento de aleación se lleva a cabo al mantener la pieza de trabajo en alrededor de 500 hasta 600°C (en particular, alrededor de 530 hasta 580°C) por alrededor de 5 hasta 30 segundos (en particular, alrededor de 10 hasta 25 segundos) después de la aplicación de la galvanización por inmersión en caliente bajo las condiciones como se muestra en la Fig. 1.
El tratamiento de aleación se lleva a cabo por el uso de, por ejemplo, un horno de calentamiento, fuego directo, o un horno de calentamiento infrarrojo. A manera de calentamiento para ello no se limita particularmente, y puede ser un calentamiento de gas o calentador de inducción que calienta de manera convencional (calentamiento a través de un calentador de inducción de alta frecuencia) , o de cualquier otra manera.
Después del tratamiento de aleación, la pieza de trabajo se enfria de una manera ordinaria para producir una hoja de acero GA que tiene una microestructura deseada. Específicamente, después del tratamiento de aleación, la pieza de trabajo se enfría a temperatura ambiente en una velocidad de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más para dar una microestructura hecha principalmente de martensita.
La hoja de acero GI y la hoja de acero GA de la presente invención son cada una pequeñas en diferencia de fuerza entre la parte central y las partes extremas en la dirección del ancho de hoja de la hoja de acero, y son excelentes además en capacidad de trabajo de flexión. Por lo tanto, las hojas de acero de la invención son utilizables adecuadamente como hojas de acero para automóviles. En particular, las hojas de acero de la invención son utilizables, en particular, para miembros de fuerza de automóviles, por ejemplo, miembros laterales relacionados con sus regiones delanteras y traseras, miembros de colisión tal como una caja de trituración, pilares tal como un refuerzo de pilar central, y miembros gue constituyen vehículo tal como un refuerzo de riel de techo, un solera lateral, miembros de piso, y miembros de golpeado.
La hoja de acero GI y la hoja de acero GA se puede someter a uno o más fuera de diversos tratamientos de preparación de superficie de pintura y pintura (por ejemplo, tratamientos guímicos tal como tratamiento de fosfato) , tratamientos de recubrimiento orgánico (por ejemplo, formación de capa orgánica tal como laminación de película) , y otros tratamientos.
Para la pintura, una resina conocida es utilizable, los ejemplos de los mismos incluyen resina epoxí, fluororesina , resina acrílica de silicona, Resina de poliuretano, resina acrílica, resina de poliéster, resina de fenol, resina alguídica, y resina de melanina. Las preferidas son resina epoxi, fluororesina, resina acrílica de silicona desde el punto de vista de resistencia a la corrosión. Junto con una o más de estas resinas, un endurecedor se puede usar. La pintura puede contener aditivos conocidos, tal como un pigmento colorante, un agente de acoplamiento, un agente de nivelación, un sensibilizador, un antioxidante, un estabilizador ultravioleta, y un retardante de fuego.
En la presente invención, la forma de la pintura no se limita particularmente, y por lo tanto la pintura puede ser una pintura en cualquier forma, tal como una pintura basada en solvente, una pintura acuosa, una pintura dispersada en agua, una pintura en polvo o una pintura de electrodeposición .
El método para la pintura no se limita particularmente, y puede ser, por ejemplo, un método de inmersión, un método de recubrimiento por rodillo, como método de rociado, un método de recubrimiento por flujo de cortina, o un método de electrodeposición.
El espesor de la capa de revestimiento (capa de chapado, revestimiento orgánico, revestimiento de tratamiento químico o película pintada, o alguna otra capa) se puede establecer apropiadamente de acuerdo con el propósito de uso de la hoja de acero.
En lo sucesivo, la presente invención se describirá más específicamente por medio de ejemplos de trabajo de los mismos. Sin embarqo, la invención nunca se limita por los ejemplos. Por supuesto, los ejemplos se pueden llevar a cabo cada uno en el estado que una modificación apropiada se aplica al mismo en cuanto al ejemplo modificado pueden conformar a los temas de la invención, que se han descrito anteriormente o se describirán en lo sucesivo. Tales ejemplos modificados se incluyen en el alcance técnico de la invención .
La presente solicitud reivindica el beneficio de la prioridad con base en la solicitud de Patente Japonesa No. 2012-72543 presentada el 27 de marzo de 2012. Los contenidos completos de la solicitud de Patente Japonesa No. 2012-72543, presentada el 27 de marzo de 2012, se incorporan en la presente solicitud para referencia.
EJEMPLOS Un bloque que tiene cada composición del componente mostrada en la tabla 1 se describe más adelante (el resto del mismo fue hierro e impurezas inevitables) se calentó a 1250°C y luego se laminó en caliente bajo una condición que la temperatura de acabado del mismo se estableció a 900°C. La pieza de trabajo se finalizó en una temperatura de bobinado de 620°C para fabricar una hoja de acero laminada en caliente .
La hoja de acero laminada en caliente resultante se lavó con un ácido, y luego se laminó en frió para fabricar una hoja de acero de laminado en frío (hoja de acero básico). La longitud en la dirección de ancho de la hoja de la hoja de acero de laminado en frío fue 500 mm.
Las Tablas 1 y 2 descritas abajo muestran la composición del componente de cada una de las losas, y la temperatura del punto AC3 del mismo, que se calculó de acuerdo con la ecuación (i) .
En la base de la desigualdad (1) y las proporciones respectivas por masa de B y n contenidas en el bloque, un cálculo se hizo alrededor del valor del lado izquierdo (0.005 x [Mn] + 0.02 x [B]1 2 + 0.025) de la desigualdad (1) . El valor resultante se resulta como el valor Z en la Tabla 1.
Un cálculo se hizo también alrededor del valor obtenido al restar el valor Z de la proporción por masa de Tí contenida en el bloque ([Ti] - valor Z). El valor resultante se resulta en la Tabla 2 así como la Tabla 1.
Las hojas de acero laminadas en frío resultantes se calentaron cada una a una temperatura de remojado mostrada en la Tabla 2 en una línea de galvanización por inmersión en caliente continua. A esta temperatura, la hoja de acero se mantuvo por 50 segundos para someterse a tratamiento de remojado. La hoja de acero se enfrió luego a una temperatura de detención de enfriamiento mostrada en la Tabla 2 en una velocidad de enfriamiento promedio mostrada en la Tabla 2. A esta temperatura, la hoja de acero se mantuvo como estaba por un periodo de mantenimiento de temperatura baja (segundos) se muestra en la tabla 2, y luego galvanización por inmersión en caliente se aplicó al mismo, de este modo fabricando una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente (hoja de acero GI : cada uno de Nos.20 hasta 22); o luego galvanización por inmersión en caliente se aplicó al mismo y posteriormente lo resultante se calentó además a someterse a tratamiento de aleación, de este modo fabricar una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación (hoja de acero GA: cada una de Nos. 1 hasta 19, y Nos. 23 hasta 31).
En cada uno de estos ejemplos de trabajo de la presente invención, la pieza de trabajo, esto es, la hoja de acero se mantuvo en una temperatura baja de la temperatura de detención de enfriamiento; sin embargo, también se verificó que los mismos efectos ventajosos se obtuvieron cuando la temperatura de mantenimiento de pieza de trabajo fue en el intervalo de temperaturas de 380 hasta 500°C y de la "temperatura de detención de enfriamiento ± 60°C".
Las hojas de acero GI se fabricaron cada una al enfriar la pieza de trabajo a la temperatura de detención de enfriamiento, que sumerge la pieza de trabajo en un baño de galvanización por inmersión en caliente de temperatura de 460°C para aplicar la galvanización por inmersión en caliente al mismo, y luego enfriar la pieza de trabajo a temperatura ambiente.
Las hojas de acero GA se fabricaron cada una al aplicar galvanización por inmersión en caliente a la pieza de trabajo, calentamiento la pieza de trabajo a 550°C, manteniendo la pieza de trabajo a esta temperatura por 20 segundos para someterse al tratamiento de aleación, y luego enfriando la pieza de trabajo a temperatura ambiente.
En la Tabla 2 se muestran respectivas especies de galvanización (GI o GA) de las hojas de acero.
La microestructura metálica de cada una de las hojas de acero GI resultantes u hojas de acero GA (en lo sucesivo también denominado simplemente como las hojas de acero) se observó a través de un proceso descrito abajo, y luego las mediciones se hicieron alrededor de la respectiva fracción de martensita, vainita y ferrita.
Observación de Microestructura Metálica Alrededor de la microestructura metálica de la hoja de acero básico que constituye cada una de las hojas de acero GI u hojas de acero GA, una sección transversal del mismo se hizo expuesta en la posición central en la dirección del ancho de hoja de la hoja de acero, esta sección que es perpendicular a la dirección de ancho de hoja. Esta sección transversal se pulió, y además pulió electrolíticamente. La sección transversal luego fue corroída con nital, y observó con un SEM. La posición de la sección transversal donde la observación se hizo fue una posición t/4 (t: el espesor de la hoja) del mismo. Una fotografía de una microestructura metálica fotografiada a través del SEM se sometió a análisis de imagen, y luego la relación por área de cada una de martensita, vainita y ferrita se midió.
La energía de observación fue 4000 magnificaciones, y el área observada fue un área que tiene un tamaño de 20 pm x 20 µp? La misma observación se hizo alrededor de tres campos visuales de la sección transversal. El valor promedio de los resultados se calculó. Los resultados de cálculo se muestran en la Tabla 2.
A continuación, los exámenes se hicieron alrededor de las propiedades mecánicas, y la capacidad de trabajo de flexión de cada una de las hojas de acero GI y hojas de acero GA resultantes.
Propiedades Mecánicas Los especímenes de prueba JIS No. 13B se colectaron cada uno (de cada una de las hojas de acero) para hacer la dirección de laminación (dirección L) de la hoja de acero paralela a la longitudinal dirección del espécimen de prueba. De acuerdo con JIS Z2241, la resistencia a la tracción (TS) del mismo se midió. Las posiciones de la hoja de acero donde los especímenes de prueba se colectaron fueron dos posiciones, esto es, una posición central del mismo, en la dirección de ancho de hoja (posición 250 mm aparte hacia dentro de cualquiera de una de las caras extremas en la dirección del ancho de la hoja de acero) , y una posición del mismo 50 mm aparte hacia dentro de la cara extrema en la dirección del ancho de la hoja de acero. Los resultados medidos se muestran en la Tabla 2. En la Tabla 2, la columna "Parte central" muestra el resultado obtenido al usar el espécimen de prueba colectado de la posición 50 mm aparte hacia dentro de la cara extrema en la dirección del ancho de la hoja de acero; y la columna "Partes extremas" muestra el resultado obtenido al usar el espécimen de prueba colectado de la posición 50mm aparte hacia dentro de la cara extrema en la dirección del ancho de la hoja de acero.
Cuando la fuerza de la parte central de cualquiera de una de la hojas de acero, y esa de cualquiera de una de las partes extremas del mismo fueron cada una 980 MPa o más, la hoja de acero se determinó por tener una "alta resistencia", y juzgo para ser aceptada por la presente invención .
La diferencia en fuerza entre la parte central de la hoja de acero y la parte extrema del mismo se evaluó a través del porcentaje de diferencia de fuerza (también denominado como la relación de diferencia de. fuerza) calculado fuera de acuerdo con la siguiente ecuación (ii) : Relación de diferencia de fuerza (%) = [("fuerza de la parte central" - "fuerza de la parte extrema")/ "fuerza de la parte central"] x 100 ... (ii) Las relaciones de diferencia de fuerza calculadas de salida se muestran en la Tabla 2.
Capacidad de Trabajo de Flexión La capacidad de trabajo de flexión de cada una de las hojas de acero se evaluó en la base de una prueba de flexión.
En la prueba de flexión, cada espécimen de prueba que tiene un tamaño de 20 mm x 70 mm se cortó de la hoja de acero para hacer una dirección perpendicular a la dirección de laminación de la hoja de acero paralela a la dirección longitudinal del espécimen de prueba. Los especímenes de prueba resultantes se usaron cada uno para hacer la prueba de flexión, que fue una prueba de flexión V de 90°, para hacer una cordillera de la curva del mismo consistente con la dirección de laminación de la hoja de acero. Las mismas pruebas se hicieron mientras que el radio de la curva R de los especímenes de prueba se varió apropiadamente. De esta manera, el radio de la curva mínimo R de la hoja de acero, cualquier espécimen de prueba de la hoja que tiene este radio o más que es capaz de doblarse sin agrietarse, se ganó.
Cuando una cualquiera de las hojas de acero tiene un radio de la curva mínimo Rmin de 3.0 x t (t: el espesor de la hoja) o menos, la hoja de acero fue excelente en capacidad de trabajo de flexión (aceptable). Cuando una cualquiera de las hojas de acero tiene un radio de la curva mínimo más de 3.0 x t (t: el espesor de la hoja), la hoja de acero fue pobre en capacidad de trabajo de flexión (inaceptable) . Los resultados de evaluación se muestran en la Tabla 2.
De las Tablas 1 y 2, una consideración se puede hacer como sigue: Nos. 1, 2, 4, 6 hasta 10, 12, 20, 21, 23, 30, y 31 son cada uno un ejemplo que satisface los requerimientos especificados en la presente invención. En esto, la relación de diferencia de fuerza entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero es pequeña y la capacidad de trabajo de flexión también es buena .
En contraste, los Nos. 3, 5, 11, 13 hasta 19, 22, y 24 hasta 29 son cada uno un ejemplo que no satisface uno o más de los requerimientos especificados en la presente invención. En esto, la relación de diferencia de fuerza entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero es grande o la capacidad de trabajo de flexión es pobre. Específicamente, los Nos. 3, 5 y 13 son ejemplos en cada una de las cuales la proporción por masa de Ti es demasiado pequeña por las proporciones por masa de Mn y b contenidas en la hoja de acero básico. Nos. 11 y 19 son ejemplos en cada una de las cuales Ti no se contiene, y el valor "[Ti] - valor Z" es menor que cero. Por lo tanto, la relación de diferencia de fuerza entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero es más grande que 5%. De estos ejemplos, No. 5 es un ejemplo en el cual adicionalmente la proporción por masa de Si es demasiado grande; por lo tanto, ferrita se produce excesivamente de manera que la proporción de martensita producida no se puede garantizar. En consecuencia, No. 5 también es pobre en capacidad de trabajo de flexión.
El No. 14 es un ejemplo en el cual la proporción por masa de Mn fue demasiado pequeña, y por lo tanto la ferrita se produce excesivamente. Por lo tanto, el ejemplo se deteriora en la capacidad de trabajo de flexión. El No. 15 es un ejemplo en el cual B no se contiene, de manera que la ferrita se produce excesivamente. Por lo tanto, el ejemplo se deteriora en la capacidad de trabajo de flexión .
El No. 16 es un ejemplo en el cual la temperatura de remojado es demasiado baja, y por lo tanto ferrita se produce excesivamente. En consecuencia, el ejemplo se deteriora en la capacidad de trabajo de flexión.
Los Nos. 17 y 27 son ejemplos en cada uno de los cuales la temperatura de detención de enfriamiento es demasiado baja, y por lo tanto la bainita se produce excesivamente. En consecuencia, la proporción de martensita producida no se puede asegurar. Por lo tanto, la relación de diferencia de fuerza es grande entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero. Los Nos. 18 y 28 son ejemplos en cada uno de los cuales la temperatura de detención de enfriamiento es demasiado alta, y por lo tanto la proporción de vainita producida no se puede garantizar. En consecuencia, la relación de diferencia de fuerza es grande entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero.
El No. 22 es un ejemplo en el cual la proporción por masa de C es demasiado grande, y por lo tanto la hoja de acero es demasiado alta en fuerza para deteriorarse en la capacidad de trabajo de flexión. La razón por qué la fuerza es alta seria que la martensita está excesivamente endurecida, y por lo tanto la diferencia de dureza es demasiado grande entre la martensita y la vainita de manera que la hoja de acero se deteriora en la capacidad de trabajo de flexión.
Los Nos. 24 y 26 son ejemplos en cada uno de los cuales la velocidad de enfriamiento promedio después del tratamiento de remojado es demasiado pequeña, y por lo tanto la ferrita se produce excesivamente de manera que la proporción de vainita producida no se puede garantizar. En consecuencia, la relación de diferencia de fuerza es grande entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero, y la capacidad de trabajo de flexión también se deteriora. El No. 25 es un ejemplo en el cual la temperatura de remojado es demasiado baja, y por lo tanto la ferrita se produce excesivamente de manera que la proporción de vainita producida no se puede garantizar. En consecuencia, la relación de diferencia de fuerza es grande entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero, y la capacidad de trabajo de flexión también se deteriora.
El No. 29 es un ejemplo en el cual el periodo de mantenimiento de temperatura baja después de la detención del enfriamiento es demasiado bajo, y por lo tanto el periodo de transformación de bainita es corto de manera que la proporción de vainita producida no se puede asegurar. En consecuencia, la relación de diferencia de fuerza es grande entre la parte central y las partes extremas de la hoja de acero .
A continuación, en una gráfica de la Fig. 2 se muestra una relación entre los respectivos valores "[Ti] - valor Z" de estos ejemplos y las respectivas relaciones de diferencia de fuerza (%) del mismo. En la Fig. 2, los datos de los siguientes ejemplos, fuera de los datos mostrados en la Tabla 2, no se muestran: los ejemplos en los cuales cualquiera de una de las condiciones de fabricación [la temperatura de remojado, la velocidad de enfriamiento promedio, la temperatura de detención de enfriamiento, o el periodo de mantenimiento de temperatura baja] estaba fuera del intervalo especificado en la presente invención (específicamente, Nos. 16 hasta 18, y "24 hasta 29).
Como es evidente de la Fig. 2, cuando el valor "[Ti] -valor Z" es alrededor de cero, la relación de diferencia de fuerza se cambia notablemente. Cuando el valor "[Ti] - valor Z" es 0 o más, la relación de diferencia de fuerza es 5.0% o menos. o Especies de acero h- 1 o (_p O Cn Especie de acero

Claims (7)

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN Habiendo descrito la presente invención, se considera como novedad, y por lo tanto se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES
1. Una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que es excelente en capacidad de trabajo de flexión y pequeña en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas, y que tiene una capa de galvanización por inmersión en caliente sobre una superficie de una hoja de acero básico; la hoja de acero básico caracterizada porque comprende: C: 0.05 hasta 0.25% (el símbolo "%" significa "% en masa"; lo mismo aplica a la proporción de cualquier componente descrito en lo siguiente) , Si : 0.5% o menos , Mn: 2.0 hasta 4%, P : 0.1% o menos , S: 0.05% o menos, Al: 0.01 hasta 0.1%, Ti: una proporción por masa que causa que se satisfaga la siguiente desigualdad (1): 0.005 x [Mn] + 0.02 x [B]½ + 0.025 < [Ti] < 0.15 (1) en donde cada una de los pares [] representa el contenido por porcentaje (% por masa) del elemento descrito en el par [ ] , B: 0.0003 hasta 0.005%, N: 0.01% o menos, y el resto que consiste de hierro e impurezas inevitables; en la cual la hoja de acero básico tiene una microestructura metálica que comprende martensita, bainita, y ferrita ; la proporción de martensita en el conjunto de la microestructura metálica es 50% o más por área del conjunto, la proporción de bainita en esto es desde 15 hasta 50% o más por área del conjunto, y la proporción de ferrita en esto es 5% o menos por área del conjunto.
2. La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque la hoja de acero básico comprende además, como uno o más elementos diferentes, al menos uno de Cr: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%), y o: II o menos (esta expresión no incluye 0%).
3. La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque la hoja de acero básico comprende además, como uno o más elementos diferentes, al menos uno de Nb: 0.2% o menos (esta expresión no incluye 0%), y V: 0.2% o menos (esta expresión no incluye 0%).
4. La hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque la hoja de acero básico comprende además, como uno o más elementos diferentes, al menos uno de Cu: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%) , y Ni: 1% o menos (esta expresión no incluye 0%) .
5. Una hoja de acero .galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia excelente en la capacidad de trabajo de flexión y pequeña en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas, la hoja de acero caracterizada porque se obtiene por el uso de la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1.
6. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en la capacidad de trabajo de flexión y pequeña en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas, caracterizado porque comprende: someter una hoja de acero de laminado en frió que satisface la composición del componente citado en la reivindicación 1 a tratamiento de remojado en el punto AC3 de la hoja de acero de laminado en frió, o superior, que enfría la hoja de acero bajo una temperatura de detención de enfriamiento desde 380°C hasta 500°C ambos inclusive a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/segundo o más, manteniendo la hoja de acero, ya que es, por 15 segundos o más largo, y luego aplicar la galvanización por inmersión en caliente a la hoja de acero.
7. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente de aleación de alta resistencia excelente en capacidad de trabajo de flexión y pequeña en diferencia de fuerza entre su parte central y sus partes extremas, caracterizado porque después de la aplicación de la galvanización por inmersión en caliente de conformidad con la reivindicación 6, la hoja de acero galvanizado por inmersión en caliente se somete a tratamiento de aleación.
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