MX2014011619A

MX2014011619A - Plancha de acero laminado en frio de alta resistencia, plancha de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia y plancha de acero galva-recocido por inmersion en caliente de alta resistencia excelentes en cuanto a aptitud de conformacion y retencion de forma y metodos para fabricacion de las mismas.

Info

Publication number: MX2014011619A
Application number: MX2014011619A
Authority: MX
Inventors: Kasuya Kouji; Futamura Yuichi; Utsumi Yukihiro
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2013-03-06
Publication date: 2014-10-17
Also published as: CN104204259A; KR20140129316A; JP5764549B2; WO2013146148A1; US20150086808A1; CN104204259B; JP2013227654A; KR20190064681A; US20200095651A1; KR20170002674A

Abstract

Una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia tiene una composición química específica y tiene una micro-estructura de acero que cumplen las condiciones: un contenido total de ferrita bainítica (BF) y martensita atemperada (TM) de un 65 % (en porcentaje en área, en lo sucesivo lo mismo para la micro-estructura del acero) o más; un contenido de martensita nueva (M) de un 3 % a un 18 %; un contenido de austenita retenida de un 5 % o más; y un contenido de ferrita poligonal (F) de un 5 % o menos. La plancha de acero tiene un KAM medio específico< 1,00° de 0,50° o más y tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más. La plancha de acero laminado en frío de alta resistencia presenta una excelente aptitud de conformación y retención de forma.

Description

PLANCHA DE ACERO LAMINADO EN FRÍO DE ALTA RESISTENCIA, PLANCHA DE ACERO GALVANIZADO POR INMERSIÓN EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA Y PLANCHA DE ACERO GALVA-RECOCIDO POR INMERSIÓN EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA EXCELENTES EN CUANTO A APTITUD DE CONFORMACIÓN Y RETENCIÓN DE FORMA Y MÉTODOS PARA FABRICACIÓN DE LAS MISMAS CAMPO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia, una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia y un plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia, siendo cada una de ellas excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, y métodos para la fabricación de las mismas.

ESTADO DE LA TÉCNICA En los automóviles, se ha producido una demanda para mejorar la eficacia de combustible teniendo en cuenta el medio ambiente, y esto acelera cada vez más la reducción de peso de la carrocería. Además, existe una demanda creciente para proporcionar planchas de acero que tengan una resistencia (en términos de resistencia a la tracción de 980 MPa o más) mayor que la de los equivalentes convencionales. Dichas planchas de acero de alta resistencia son para su uso en diversas piezas de acero que forman parte de las carrocerías de automóviles con el fin de mantener la seguridad, incluso cuando se reducen los pesos de las carrocerías. No obstante, el acero que tiene dicha resistencia elevada, es susceptible de experimentar deterioro en cuanto a la aptitud de conformación y retención de forma (control de retroceso de muelle) . Para evitar esto, se ha producido una demanda para proporcionar una plancha de acero que tenga elevada resistencia y todavía ofrezca buena aptitud de retención y conformación (ductilidad y capacidad de expansión de la perforación) .

Se han llevado a cabo diversas propuestas para mejorar las propiedades. Normalmente, la bibliografía de patente (PTL) 1 describe que se puede obtener un mejor equilibrio TSxEL y aptitud de retención de forma por medio del control de las fracciones de la micro-estructura, el contenido de carbono en la austenita retenida, la distancia entre los granos de la segunda fase y el tamaño de grano de los granos de la segunda fase. No obstante, no se pretende que la tecnología divulgada en PTL 1, garantice las propiedades de una plancha de acero que tiene una resistencia a un nivel todavía más elevado.

El documento PTL 2 divulga una tecnología de control de las composiciones químicas dentro de los intervalos apropiados (en particular el control del contenido total de Cr y Mn dentro de un intervalo especifico) y, de este modo, el control de las formas de su micro-estructura y precipitados. Se pretende que esta tecnología mejore la operabilidad de flexión y la aptitud de retención de forma. Se diseña una plancha de acero según la tecnología para que contenga una cantidad grande de Cr con el fin de controlar la micro-estructura y los precipitados. No obstante, probablemente, se requieren investigaciones adicionales sobre el diseño de la composición química, para garantizar una aptitud de conformación incluso mejor.

El documento PTL 3 divulga una tecnología para el control de la micro-estructura y en particular el control de la anchura de pico a la mitad de altura de un pico de difracción de rayos-X sobre un plano (200) de un hierro alfa a 0,220° o menos. Se pretende que esta tecnología proporcione una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia y una plancha de acero revestido, cada una de ellas excelente en cuanto al equilibrio entre resistencia y operabilidad. El control de la micro-estructura de la presente memoria significa una reducción de la densidad de dislocación de la micro-estructura (ferrita bainítica) . No obstante, probablemente se requiere un estudio de otro medio para mejorar tanto la ductilidad como la capacidad de expansión de la perforación en una región de alta resistencia.

El documento PTL 4 divulga una tecnología que permite que una plancha de acero contenga martensita atemperada y bainita superior en contenidos predeterminados, para proporcionar una plancha de acero de alta resistencia que ofrece excelente ductilidad y aptitud de formación de cordón por estiramiento y que todavía presenta una resistencia de tracción de 980 MPa o más. Probablemente, la bainita superior tiene un valor de KAM mencionados a continuación. El documento PTL 5 divulga una tecnología que permite que una plancha de acero contenga bainita superior con un contenido pre-determinado, para garantizar la aptitud de conformación, como con la tecnología del documento PTL 4.

El documento PTL 6 divulga una tecnología para permitir una plancha de acero que contenga principalmente martensita (martensita nueva y martensita atemperada) para proporcionar una plancha de acero de alta resistencia que ofrece excelente operabilidad y que tiene una resistencia de tracción de 980 MPa o más. El documento PTL 7 divulga una tecnología para permitir una plancha de acero que incluya ferrita bainítica y martensita en forma de micro-estructura y controlar las formas de los granos de austenita retenida para proporcionar una plancha de acero fina de alta resistencia que tenga una excelente resistencia frente a la fragilización por hidrógeno .

Listado de citas Documento PTL 1: Solicitud de Patente Japonesa No Examinada N° Solicitud (JP-A) 2010-236066.

Documento PTL 2: JP-A- N° 2010-222688 Documento PTL 3: JP-A- N° 2006-274417 Documento PTL 4: JP-A- N° 2010-090475 Documento PTL 5: JP-A- N° 2010-065273 Documento PTL 6: JP-A- N° 2011-047034 Documento PTL 7: JP-A- N° 2011-190474 Descripción de la invención La presente invención se ha llevado a cabo para proporcionar una plancha de acero laminado en frió de alta resistencia, una plancha de acero galvanizada por inmersión en caliente y una plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente, cada una de las cuales es excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, presentando incluso una resistencia de tracción de 980 MPa o más. Un objeto de la presente invención es fabricar nuevas planchas de acero que tengan una micro-estructura predeterminada llevando a cabo un tratamiento de austemperado en el recocido a una temperatura menor, durante un tiempo más corto, en un proceso de fabricación, con respecto a los de las tecnologías convencionales.

Solución del problema La presente invención lograr el objetivo y proporciona, en una realización, una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia, que es excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma que contiene: C en un contenido de un 0,1 % a un 0,3 % (en porcentaje en masa, en lo sucesivo igual para la composición química) ; Si en un contenido de un 1,0 % a un 3,0 %; Mn en un contenido de un 0,5 % a un 3,0 %; P en un contenido de un 0,1 % o menos; S en un contenido de un 0,03 % o menos; Al en un contenido de un 0,01 % a un 1,0 %; y N en un contenido de un 0,01 % o menos, siendo el resto hierro e impurezas inevitables, en que la plancha de acero tiene una micro-estructura de acero que cumple las condiciones que se muestran a continuación: un contenido total de ferrita bainítica (BF) y martensita atemperada (T ) de un 65 % (en porcentaje en área, en lo sucesivo igual para la micro-estructura de acero) o más ; un contenido de martensita nueva (M) de un 3 % a un 18 %; un contenido de austenita retenida de un 5 % o más; y un contenido de ferrita poligonal (F) de un 5 % o menos, cumpliendo la micro-estructura de acero de manera adicional lo siguiente: un KAM<i,oo° medio de 0,50° o más, en que " KAM<i,ooe medio" indica una media de los valores de desorientación media de núcleo (KAM) (valores de desorientación, en "grados (°)") en una región de menos de un 1,00°, medido en dos o más puntos; y la plancha de acero tiene una resistencia de tracción de 980 MPa o más.

La plancha de acero laminado en frío de alta resistencia puede contener además cualquiera de: (a) al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Ti en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %, Nb en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 % y V en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 % . (b) al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Cr en un contenido de un 0,01 % a un 1 %, Mo en un contenido de un 0, 01 % a un 1 % y B en un contenido de un 0,0001 % a un 0,005 %. (c) al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en Cu en un contenido de un 0 , 01 % a un 1 % y Ni en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; y (d) al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en Ca en un contenido de un 0,0005 % a un 0,005 % y Mg en un contenido de un 0,0005 % a un 0,005 %.

La presente invención incluye, en otra realización, una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que es excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, que incluye la plancha de acero laminado en frió de alta resistencia y una capa galvanizada por inmersión en caliente formada sobre la superficie de la plancha de acero.

La presente invención incluye, en otra realización, una plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, que incluye la plancha de acero laminado en frió de alta resistencia y la capa galva-recocida por inmersión en caliente formada sobre una superficie de la plancha de acero.

La presente invención incluye, en otra realización, un método para fabricar la plancha de acero laminado en frió de alta resistencia, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma. El método incluye, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química hasta un intervalo de temperatura (TI) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frío desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CRl) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frió desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; y mantener la plancha de acero laminado en frío en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos.

La presente invención además incluye, en otra realización, un método de fabricación de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma. El método incluye, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química hasta un intervalo de temperatura (Ti) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frió desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CRl) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frío desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; mantener la plancha de acero laminado en frío en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos; y sumergir la plancha de acero laminado en frío en un baño de cinc.

Además y de manera ventajosa, la presente invención incluye, en otra realización, un método de fabricación de la plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma. El método incluye, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química hasta un intervalo de temperatura (TI) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frió desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CR1) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frío desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; y mantener la plancha de acero laminado en frió en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos; sumergir la plancha de acero laminado en frío en un baño de cinc; y someter la plancha de acero laminado en frío a un tratamiento de formación de aleación a una temperatura de tratamiento de formación de aleación (T3) de 450 °C a 560 °C.

Efectos ventajosos de la invención La presente invención puede proporcionar una plancha de acero laminada en frío de alta resistencia (980 MPa o más), una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, y una plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia, cada una de las cuales se adapta para tener una micro-estructura especifica, es excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma y es apropiada para piezas de automóviles. En lo sucesivo, de forma genérica, estas planchas de acero se denominan ("plancha (s) de acero"). Según se usa en la presente memoria, la expresión "excelente en cuanto a aptitud de conformación (aptitud de conformación pendiente) " se refiere a "excelente en el equilibrio que existen entre la resistencia de tracción y el estiramiento (equilibrio TSxEL) y el equilibrio entre la resistencia de tracción y la capacidad de expansión de la perforación (equilibrio TSx ) .a una resistencia de tracción de 980 MPa o más". También, según se usa en la presente memoria, "excelente en cuanto a aptitud de retención de forma" se refiere a "un limite de elasticidad bajo (YR)".

Breve descripción de las figuras La Figura 1 es un diagrama esquemático que ilustra un patrón térmico para la explicación de un proceso de recocido en un método de fabricación según la realización de la presente invención.

La Figura 2 es un diagrama esquemático de un patrón térmico de un proceso de recocido en el Ejemplo Experimental.

La Figura 3 muestra una distribución ejemplar (Ejemplo) de valores KAM medidos en el Ejemplo Experimental.

La Figura 4 muestra una distribución ejemplar (Ejemplo Comparativo) de valores KAM medidos en el Ejemplo Experimental .

Descripción de las realizaciones Tras intensas investigaciones para lograr el objetivo, los presentes inventores han descubierto lo siguiente. Una chapa de acero, cuando tiene una micro-estructura de acero especifica, puede lograr de manera eficaz mejoras en el equilibrio TSxEL y el equilibrio TSx (mejor aptitud de conformación) y una reducción de YR (mejora aptitud de retención de forma) de manera concurrente, de manera que la microestructura de acero contiene ferrita bainitica y martensita atemperada como matriz y contiene austenita retenida y martensita nueva en contenidos pre-determinados, pero se minimiza la ferrita poligonal en la micro-estructura. Además, para formar la micro-estructura, se debe adapta la plancha de acero para que tenga un contenido de Si de un 1,0 % o más, y se debe llevar a cabo el recocido en un proceso de fabricación de la plancha de acero de manera que se sumerja la pieza en una región de fase individual de austenita (región de fase individual de austenita) , se enfrie hasta un intervalo de temperatura relativamente bajo a una velocidad de enfriamiento pre-determinada, y se mantenga en el intervalo de temperatura bajo durante un tiempo corto. Se ha logrado la presente invención en base a estos descubrimientos .

Inicialmente, se describen los motivos por los cuales la micro-estructura se puede especificar en la presente memoria.

Micro-estructura de Acero Se adapta la plancha de acero según la realización de la presente invención para que incluya ferrita bainitica (BF) y martensita atemperada (TM) (en lo sucesivo estas fases se denominan de manera conjunta (fases) "BF+TM") como una micro-estructura de matriz. Las fases BT+TM contribuye de manera eficaz a que el acero tenga resistencia elevada sin impedir el estiramiento (EL) y la capacidad de expansión de la perforación (?) . Las fases BT+TM se adaptan para ocupar un 65 % (en porcentaje en área) o más de la micro-estructura. Preferentemente, el contenido total de BF+TM es de un 70 % o más y más preferentemente de un 75 % o más. No es necesario distinguir BF y TM uno de otro, debido a que estas fases afectan a las propiedades materiales del acero de forma similar. Específicamente, no es necesario especificar porcentajes de fases individuales, es decir, BF y TM en las fases BF+TM, mientras que se puede especificar el contenido total de BF+TM en la presente memoria.

Las fases BF+TM incluyen fases cubiertas de listones. Los presentes inventores también han descubierto que la plancha de acero puede tener una resistencia incluso más elevada sin impedir la capacidad de expansión de la perforación, reduciendo el tamaño del listón y aumentando la densidad de dislocación de los granos.

El tamaño de listón de BF+TM y la densidad de dislocación de los granos se puede evaluar por medio de un valor de KAM (desorientación media del núcleo) .

El valor de KAM es un valor medio de la cantidad de rotación de cristal (desorientación del cristal) entre un punto de medición diana y puntos de medición alrededor del punto de medición diana, y un valor de KAM elevado significa que existe tensión en el cristal. Un método de medición del valor de DAM se ilustra con detalle en el Ejemplo Experimental. Los presentes inventores llevaron a cabo mediciones sobre la relación entre el valor de KAM y la micro-estructura del acero y verificaron que una región en un valor de KAM menor de 1,00° corresponde a las fases BF+TM, mientras que una valor de KAM de 1,00° o más principalmente corresponde a martensita nueva (M) y fronteras de grano.

En base a este descubrimiento, los presentes inventores llevaron a cabo estudios para la región a un valor de KAM menor de 1,00° en un proceso o unidad para reducir el tamaño de listón y aumentar la densidad de dislocación de los granos, con el fin de proporcionar una resistencia todavía más elevada sin impedir la capacidad de expansión de perforación (concretamente, para proporcionar un proceso o unidad que ofrezca un buen equilibrio TSx ) . Como resultado de ello, los presentes inventores han descubierto que se obtiene un buen equilibrio TSx cuando la media de los valores KAM en una región a un valor de KAM menor de 1,00° es de 0,50° o más. Específicamente, los valores KAM en la región de menos de 1,00° se distribuyen en una región de valor de KAM más elevada en la distribución de valores de KAM medidos en dos o más puntos de medición. En lo sucesivo, la media también se denomina "KAM<if0o° media".

La región a valores de KAM menores de 1,00° también incluye una región de ferrita poligonal (F) , pero la región de ferrita poligonal (F) es despreciable debido a que la plancha de acero tiene un contenido bajo de ferrita poligonal (F) (5 % o menos) . Por consiguiente, se puede decir que "KAM<if 0o° medio" se refiere a un valor medio de KAM en la región BF+TM.

Preferentemente, el KAM<i,0o° medio es de 0,52° o más, y más preferentemente de 0,54° o más. El límite superior de este valor puede ser de aproximadamente 0,1°, desde el punto de vista del equilibrio TSxEL.

En el análisis del valor de KAM, se considera que los datos de los puntos de medición con un Indice de confianza (CI) de 0,1 o menos carecen de fiabilidad y se excluyen del análisis. El CI es un índice que indica el modo en que el patrón de difracción de retro-dispersión de electrones detectado en cada punto" de medición se ajusta a un valor de base de datos de un sistema cristalino específico (bcc o fcc en el caso de hierro) . Este índice indica la confianza (fiabilidad) de los datos.

Una plancha de acero puede tener un resistencia elevada adaptándose para tener una microestructura que incluye BF+TM en un contenido de un 65 % o más y tener un KAM<i,oo° medio de 0,50° o más, como se ha descrito anteriormente. No obstante, una plancha de acero, si se adapta para que tenga una resistencia elevada por medio de estos factores únicamente, puede tener un YR elevado y una capacidad inferior de retención de forma. Para evitar esto, se permite la existencia de martensita nueva (M) en la micro-estructura de la presente memoria. La martensita nueva también es eficaz para una resistencia más elevada, y el hecho de mover la dislocación en la martensita nueva resulta eficaz para un valor de YR más bajo. La presente invención puede lograr una resistencia elevada, un YR bajo y büena aptitud de conformación, de manera concurrente, permitiendo que martensita nueva se encuentre presente con un contenido de un 3 % o más en la matriz BF+TM que tiene un KAM<i,oo° medio de 0,50° o más. Preferentemente, el contenido de martensita nueva es de un 5 % o más, y más preferentemente de un 6 % o más. No obstante, la martensita nueva, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede provocar que la plancha de acero experimente deterioro en cuanto a la aptitud de conformación (equilibrio TSxEL y equilibrio ????) . Para evitar esto, el contenido de martensita nueva puede ser un 18 % o menos. Preferentemente, el contenido de martensita nueva es de un 14 % o menos, y más preferentemente de un 10 % o menos.

La presente invención mejora el equilibrio TSxEL por medio de la presencia de un austenita retenida en la micro-estructura. Para ello, se puede especificar el contenido de austenita retenida en 5 % o más. Preferentemente, el contenido de austenita retenida es de un 6 % o más, y más preferentemente de un 7% o más. El limite superior del contenido de austenita retenida puede ser de aproximadamente un 20 %.

Por el contrario, al presencia de ferrita poligonal (F) en la micro-estructura de la presente memoria puede provocar un equilibrio ???? inferior. Para evitar esto, preferentemente se minimiza la ferrita poligonal, y se puede especificar el contenido de ferrita poligonal en la presente memoria en 5 % o menos. Preferentemente, el contenido de ferrita poligonal es de un 3 % o menos, y del modo más preferido de un 0 % .

A continuación, una composición química y condiciones de fabricación de la chapa de acero para garantizar la micro-estructura y proporcionar mejoras en las propiedades tales como la aptitud de conformación.

Inicialmente, se ilustra la composición química.

Composición Química C en un contenido de un 0,1 % a un 0,3 % El elemento de carbono (C) es altamente capaz de reforzar el acero y es importante para estabilizar la austenita y para garantizar la austenita retenida. Además, el carbono evita de manera eficaz la formación de ferrita poligonal durante el enfriamiento desde una temperatura elevada. Para exhibir dichas acciones, el carbono puede estar presente en una contenido de un 0,1 % o más, preferentemente de un 0,15 % o más, y más preferentemente de un 0,17 % o más. No obstante, si el carbono está presente con un contenido mayor de un 0,3 %, puede provocar que el acero tenga una aptitud de soldadura inferior. Para evitar esto, se puede especificar el límite superior del contenido de carbono en 0,3 %. Preferentemente, el contenido de carbono es de un 0,25 % o menos, y más preferentemente de un 0,2 % o menos.

Si en un contenido de un 1,0 % a un 3,0 %.

El elemento de silicio (Si) actúa como elemento de fortalecimiento de soluto y contribuye a que el acero tenga elevada resistencia. Este elemento también evita de manera eficaz la formación de carburos, estabiliza la austenita permitiendo que el carbono experimente enriquecimiento en la austenita, y es importante para garantizar la austenita retenida. Para exhibir dichas acciones, Si puede estar presente con un contenido de un 1,0 % o más, preferentemente de un 1,2 % o más, y más preferentemente de un 1,4 % o más. No obstante, Si, si está presente con un contenido mayor de un 3,0 %, puede provocar la formación de una costra durante el laminado en caliente y, de este modo, provoca que la plancha de acero tenga marcas de costra (defectos de costra) sobre su superficie y ofrezca una calidad superficial inferior. Para evitar esto, el limite superior del contenido de Si puede especificarse para que sea de un 3 %. Preferentemente, el contenido de Si es de un 2,5 o menos, y más preferentemente de un 2,0 % o menos.

Mn en un contenido de un 0,5 % a un 3,0 %.

El manganeso (Mn) es un elemento importante no solo para contribuir a que el acero tenga una resistencia más elevada, sino también para actuar directamente sobre la estabilización de la austenita. Este elemento también contribuye a que el acero tenga una mejora capacidad de endurecimiento y evita de manera eficaz la formación de ferrita poligonal. Para exhibir dichas acciones, Mn puede estar presente en un contenido de un 0,5 % o más, preferentemente de 1,0 % o más, y más preferentemente de 2,0 % o más. No obstante, Mn, si está presente en un contenido mayor de un 3,0 %, puede provocar efectos adversos tales como la generación de fisuración de planchas. Para evitar esto, se puede especificar el limite superior del contenido hasta un 3,0 %. Preferentemente, el contenido de Mn es de un 2,8 % o menos, y más preferentemente de un 2,5 % o menos.

P en un contenido de un 0,1 % o menos.

El elemento fósforo (P) acelera la fragili zación intergranular debido a una segregación de la frontera de los granos y provoca que el acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, preferentemente se minimiza el contenido de fósforo, y el limite superior del contenido de fósforo de la presente memoria se puede especificar en un 0,1 %. Preferentemente, el contenido de fósforo es de un 0,08 % o menos, y más preferentemente de un 0,05 % o menos .

S en un contenido de un 0,03 % o menos.

El elemento azufre (S) forma MnS y otras inclusiones de sulfuro que actúan como orígenes de fisuracion y provocan que el acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, preferentemente se minimiza el contenido de azufre, y el límite superior del contenido de azufre se puede especificar en un 0,03 %. Preferentemente, el contenido de azufre es de un 0,02 % o menos, y más preferentemente de un 0,01 % o menos .

Al en un contenido de un 0,01 % a un 1,0 %.

El elemento aluminio (Al) actúa como un desoxidante. Para exhibir dichas acciones, Al puede estar presente en un contenido de un 0,01 % o más, preferentemente un 0,02 % o más y más preferentemente un 0,03 % o más. No obstante, si Al está presente en un contenido mayor de un 1,0 %, puede provocar que la plancha de acero tenga una aptitud de conformación inferior debido a que se forman alúmina y otras inclusiones en grandes cantidades en la plancha de acero. Para evitar esto, se puede especificar el límite superior del contenido de Al en un 1,0 %. Preferentemente, el contenido de Al es de un 0,5 % o menos, y más preferentemente de un 0,1 % o menos.

N en una cantidad de un 0,01 % o menos.

El elemento nitrógeno (N) forma nitruros que actúa como origen de la fisuracion y, de este modo, provoca que el acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, preferentemente el contenido de nitrógeno se minimiza, y el limite superior del contenido de nitrógeno en la presente memoria se puede especificar en un 0,01 %, Preferentemente, el contenido de nitrógeno es de un 0, 008 % o menos, y más preferentemente de un 0,006 % o menos.

La composición química de la plancha de acero según la realización de la presente invención es como se ha mencionado anteriormente, siendo el resto hierro e impurezas inevitables. Además de los elementos, la plancha de acero puede contener además cualesquiera elementos siguientes en una cantidad apropiada para ofrecer un resistencia aún más elevada, y mejores propiedades tales como tenacidad y resistencia a la corrosión. Estos elementos se describen a continuación con detalle.

Al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Ti en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %; Nb en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %; y V en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 % .

Los elementos de titanio (Ti) , niobio (Nb) y vanadio (V) contribuyen cada uno al refinado de la micro-estructura, ayudan a que la plancha de acero tenga una resistencia más elevada y mejor tenacidad y se puede añadir según la necesidad. Para exhibir dichas acciones, preferentemente cualquiera de los elementos está presente en un contenido de un 0,01 % o más, más preferentemente de un 0,015 % o más, y más preferentemente de un 0,02 % o más. No obstante, cada elemento, si está presente en un contenido mayor de un 0,1 %, puede exhibir efectos saturados y puede provocar que la plancha de acero tenga un limite de elasticidad elevado YR y una retención de forma inferior. Para evitar esto, el limite superior del contenido de cada elemento se puede especificar en un 0,1 %. Preferentemente, los contenidos de los elementos son cada uno de un 0,08 % o menos, y más preferentemente de un 0,06 % o menos. Cada uno de Ti, Nb y V puede estar presente solo o en una combinación arbitraria de dos o más.

Al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Cr en un contenido de un 0,01 % a un 1%; Mo en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; y B en un contenido de un 0,0001 % a un 0,005 %.

Los elementos de cromo (Cr) , molibdeno (Mo) y boro (B) evitan la formación de ferrita poligonal durante el enfriamiento desde una temperatura elevada y se pueden añadir según la necesidad. Para exhibir dichas acciones, cada uno de Cr y Mo puede estar presente en una contenido de preferentemente un 0,01 % o más, más preferentemente un 0,05 % o más, y aún más preferentemente un 0,1 % o más. El boro puede estar presente en un contenido de preferentemente un 0,0001 % o más, más preferentemente de un 0,0005 % o más, y aún más preferentemente de un 0,001 % o más. No obstante, cada elemento, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede exhibir efectos saturados y puede provocar que la plancha de acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, preferentemente se pueden especificar los limites superiores de los contenidos de Cr y Mo en un 1 %. Preferentemente, los contenidos de cada uno son de un 0,8 % o menos, y aún más preferentemente de un 0,6 % o menos. De igual forma, el limite superior del contenido de boro puede ser preferentemente de un 0,005 %. El contenido de boro es más preferentemente de un 0,004 % o menos, y aún más preferentemente de un 0,003 % o menos. Cada uno de Cr, Mo y B pueden estar presentes solos o en combinación arbitraria de dos o más.

Al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Cu en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; y Ni en un contenido de un 0,01 % a un 1 %.

Los elementos cobre (Cu) y níquel (Ni) contribuyen de manera eficaz cada uno a que la plancha de acero tenga una mejor resistencia a la corrosión y se pueden añadir según la necesidad. Para exhibir dichas acciones, cada uno de los elementos puede estar presente en un contenido de preferentemente un 0,01 % o más, más preferentemente de un 0,05 % o más, y aún más preferentemente de un 0,1 % o más. No obstante, cada elemento, si está presente en un contenido mayor de un 1 %, puede exhibir efectos saturados y puede provocar que la plancha de acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, el limite superior de cada contenido se puede especificar como un 1 %. Más preferentemente, los contenidos de cada uno son de un 0,8 % o menos, y aún más preferentemente de un 0,6 % o menos. Cada uno de Cu y Ni pueden estar presentes solos o en combinación.

Al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Ca en un contenido .de un 0,0005 % a un 0,005 %; y Mg en un contenido de un 0,0005 % a un 0,005 %.

Los elementos calcio (Ca) y magnesio (Mg) contribuyen a que la plancha de acero tenga una mejor resistencia a la corrosión que con Cu y Ni y se pueden añadir según la necesidad. Para exhibir dichas acciones, cada uno de los elementos puede estar presente en un contenido de preferentemente un 0, 0005 % o más, más preferentemente de un 0,001 % o más, y aún más preferentemente un 0,003 % o más. No obstante, cada elemento, si está presente en exceso, puede provocar que la plancha de acero tenga una aptitud de conformación inferior. Para evitar esto, el limite superior de cada uno de los contenidos se puede especificar en un 0,005 %. Más preferentemente, los contenidos de cada uno son de un 0, 0045 % o menos, y aún más preferentemente de un 0,0040 % o menos.

Métodos de fabricación Se obtiene una plancha de acero laminado en frío que tiene composición química por medio de laminado en caliente del material de acero, lavado ácido, y laminado en frío, de forma secuencial, como procesos de fabricación. La plancha de acero laminada en frío obtenida se somete a recocido y, cuando resulta necesario, se somete posteriormente a un tratamiento de revestimiento, un tratamiento de formación de aleación. Para obtener la micro-estructura específica, se lleva a cabo el recocido en las condiciones que se mencionan a continuación; y se lleva a cabo el tratamiento de formación de aleación en las condiciones que se mencionan a continuación en el caso de la plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia. Otros procesos pueden emplear generalmente las condiciones llevadas a la práctica. En la presente invención, una plancha de acero inmediatamente antes del recocido se refiere a una "plancha de acero laminado en frío"; y una plancha de acero laminado en frío sometida posteriormente a recocido específico se refiere a "una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia", distinguiéndose de este modo unas de otras.

El proceso de recocido (tratamiento térmico) se ilustra a continuación con referencia a la Figura 1. La Figura 2 es un dibujo explicativo esquemático que ilustra un proceso de recocido en el método de fabricación según la realización de la presente invención. TI, ti, CRl, CR2, T2, t2, T3, t3, CR3, CR3 ' y CR3", como se describen a continuación, corresponden a los signos de referencia de la Figura 1.

Temperatura de calentamiento (TI) en el proceso de recocido: AC3 hasta 960°C En el proceso de recocido, la pieza debe calentarse hasta una región de fase individual de austenita. Esto es porque el calentamiento, si se lleva a cabo a baja temperatura en una región de dos fases, puede provocar la formación de ferrita poligonal y provocar que la plancha de acero tenga un equilibrio de ???? inferior. La presencia de ferrita poligonal puede provocar un enriquecimiento de carbono en la austenita no transformada y, de este modo, evitar la transformación en ferrita bainitica durante el austemperado . La plancha de acero resultante puede fallar a la hora de garantizar un valor de BF+TM en la cantidad deseada y puede tener un equilibrio TSx y un equilibrio TSxEL inferior debido a la formación de martensita nueva excesiva. La temperatura de calentamiento (TI) en el proceso de recocido de la presente memoria puede especificarse hasta el punto AC3 o mayor. Preferentemente, TI es AC3+3O °C o mayor, y más preferentemente es Ac3+50 °C o mayor.

Por el contrario, el calentamiento, si se lleva a cabo hasta una temperatura excesivamente elevada TI, puede provocar que la micro-estructura se engrosé y provocar que el acero tenga una resistencia de tracción baja. Para evitar esto, se puede especificar la temperatura TI hasta 960 °C o menos. Preferentemente, TI es 940 °C o menos, y más preferentemente 920 °C o menos.

Preferentemente, el calentamiento se lleva a cabo manteniendo la pieza a Ti durante un tiempo de retención (ti) de 10 a 100 segundos. La retención, si se lleva a cabo durante un tiempo más corto que 10 segundos, puede fallar a la hora de calentar la pieza de manera suficiente hasta la región de fase individual de austenita. La retención, si se lleva a cabo durante un tiempo más largo que 1000 segundos, con frecuencia puede provocar que la micro-estructura se engrosé y provocar fácilmente que la plancha de acero tenga una aptitud de conformación inferior.

La tasa media de enfriamiento (CR1) desde la temperatura de calentamiento (TI) hasta 500 °C es de 5 °C/s o más.

La tasa media de enfriamiento (CR2) desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C es de 10 °C/s o más.

El enfriamiento desde la temperatura de calentamiento (Ti) hasta 500 °C, si se lleva a cabo a una tasa media de enfriamiento excesivamente baja (CR1) puede provocar la formación de ferrita poligonal y provocar que la plancha de acero tenga un equilibrio de 8?? inferior. Para evitar esto, la tasa CR1 media de enfriamiento en la presente memoria se puede especificar en 5 °C/s o más. La tasa CRl media de enfriamiento es preferentemente de 10 °C/s o más, y más preferentemente de 15 °C/s o más. El limite superior de CRl puede ser de aproximadamente 500 °C/s.

El enfriamiento desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (intervalo de temperatura de austemperado) (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C, si se lleva a cabo a una tasa (CR2) media de enfriamiento excesivamente baja, puede provocar la formación de ferrita bainitica con un valor de KAM bajo (con una densidad de dislocación baja) (concretamente con un KAM<i(0o° medio menor de 0,50°) y provocar que la plancha de acero tenga un equilibrio ???? inferior. Para evitar esto, la tasa CR2 media de enfriamiento de la presente memoria se puede especificar en 10 °C/s o más y es preferentemente de 15 °C/s o más. El limite superior de CR2 puede ser de aproximadamente 500 °C/s en una operación real .

En el patrón de calentamiento de la Figura 1, la tasa de enfriamiento en el enfriamiento desde TI se modifica a 500 °C. El patrón de calentamiento, no obstante, no se encuentra limitado a ello. Normalmente, el enfriamiento desde la temperatura de calentamiento (TI) hasta el intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C puede llevarse a cabo a una tasa media de enfriamiento constante sin cambio, concretamente, CR1 puede ser igual a CR2, con tal de que se cumplan las condiciones para CR1 y CR2.

Según se usa en la presente memoria, la expresión "tasa media de enfriamiento" se refiere a un valor proporcionado por [(Temperatura de comienzo del enfriamiento) - (Temperatura de detención del enfriamiento) ]/ (Tiempo necesario para el enfriamiento). Lo mismo resulta cierto para CR3. CR31 y CR3" mencionados a continuación.

Cuando el enfriamiento desde 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más se detiene a una temperatura (temperatura de detención del enfriamiento) igual o menor que la temperatura de comienzo de martensita (Ms) , se puede formar parcialmente martensita nueva. La martensita nueva se convierte en martensita atemperada (TM) manteniendo en un intervalo de temperatura T2 mencionado a continuación.

La retención es en en un intervalo de temperatura (temperatura de austemperado; T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos.

Este proceso es importante para la formación de BF+TM y austenita retenida. Específicamente, la martensita nueva se convierte en martensita atemperada (TM) ; y la austenita no transformada forma ferrita bainítica (BF) en el proceso. El proceso también es necesario para garantizar la austenita retenida deseada acelerando el enriquecimiento de carbono en la austenita no transformada.

La retención, si se lleva a cabo en un intervalo de temperatura T2 menor que (Ms-200)°C puede provocar que la austenita no retenida permanezca en una cantidad excesivamente pequeña en el momento en que se detiene el enfriamiento, provocando de este modo que la plancha de acero falle a la hora de garantizar una austenita retenida suficiente y que tenga un equilibrio TXxEL inferior. Además, la plancha de acero puede incluir martensita nueva en una contenido excesivamente bajo y, de este modo, tener un YR elevado, resultando de esta forma indeseable. Preferentemente, el intervalo de temperatura T2 es (Ms-150)°C o más elevado, y más preferentemente es (Ms-100) °C o más elevado .

Por el contrario, la retención, si se lleva a cabo en un intervalo de temperatura T2 más elevado que 420 °C, puede provocar que la plancha de acero tenga una densidad de dislocación excesivamente baja en BF+TM, para tener un valor bajo de KAM<i,0o° medio y para ofrecer un equilibrio de ???? inferior. Además, la plancha de acero puede, con frecuencia, tener un micro-estructura final que incluye martensita nueva con un contenido más elevado. Para evitar esto, se puede especificar el intervalo de temperatura T2 en 420 °C o menos. Preferentemente, T2 es 400 °C o menos, y más preferentemente 380 °C o menos.

La temperatura de retención no tiene que se constante, con tal de que esté dentro del intervalo de temperatura, y puede variar dentro del intervalo de temperatura pre-determinado. No se desvia del espíritu y alcance de la presente invención.

La retención del intervalo de temperatura T2, si se lleva a cabo durante un tiempo de retención (t2) más corto que 10 segundos, puede fallar a la hora de acelerar el enriquecimiento de austenita, fallando de este modo para garantizar la austenita retenida suficiente, y provocar que la plancha de acero tenga un equilibrio TSxEL inferior. Además, la plancha de acero puede contener martensita nueva con un contenido excesivamente elevado, debido a la transformación insuficiente en ferrita bainítica y, de este modo, presentar un equilibrio de ?=?? y un equilibrio de TSxEL inferiores. Para evitar esto, se puede especificar el tiempo de retención t2 en 10 segundos o más y es preferentemente de 20 segundos o más, y más preferentemente de 30 segundos o más.

Por el contrario, la retención, si se lleva a cabo durante un tiempo de retención tZ más largo de 70 segundos, puede provocar que la plancha de acero tenga un KA <i,0oo medio excesivamente bajo y ofrezca un equilibrio ???? inferior. La retención que se lleva a cabo para dicho tiempo largo tZ puede provocar una transformación excesiva en ferrita bainitica, y esto puede provocar que la plancha de acero tenga una micro-estructura final que incluye martensita nueva con un contenido excesivamente bajo y, de este modo, tenga un YR elevado, resultando indeseable. Además, dicho tiempo de retención largo puede impedir la productividad. Para evitar esto, se puede especificar el tiempo de retención tZ en 70 segundos o más corto y, preferentemente, es de 60 segundos o más corto.

La presente invención difiere de las tecnologías de los documentos PTL 3 a 7 en que la retención se lleva a cabo en un intervalo de temperatura T2 relativamente bajo durante un tiempo corto. Específicamente, el documento PTL 3 describe que la pieza se enfría hasta un intervalo de temperatura de 480 °C a 350 °C, y posteriormente se mantiene en el intervalo de temperatura durante 100 a 400 segundos o se enfría de forma lenta. El tiempo de retención es más largo que el de la presente invención. La tecnología del documento PTL 4 emplea otros procesos distintos de los de la presente invención. Específicamente, la tecnología emplea procesos de calentamiento de una pieza en la región de fase individual de austenita, una vez que se produce el enfriamiento hasta un intervalo de temperatura bajo (de 50 °C a 300 °C) y calentando desde el intervalo de temperatura hasta una temperatura dentro del intervalo de 350 °C a 490 °C. La tecnología del documento PTL 5 emplea la retención en un primer intervalo de temperatura y un segundo intervalo de temperatura durante un tiempo total largo de 220 segundos o más . La tecnología del documento PTL 6 emplea la retención en un intervalo de temperatura de 100 °C a (Ms-10 °C) durante un tiempo de 80 segundos o más. La tecnología del documento PTL 7 lleva a cabo la retención en un intervalo de temperatura de (Ms-20 °C) hasta Bs durante un tiempo largo de 240 segundos. Probablemente, esto puede impedir el hecho de garantizar martensita suficiente y un valor elevado de KA <i,oo° medio. Como se ha descrito anteriormente, estas tecnologías, debido a que emplean un tiempo de retención largo, probablemente proporcionan un valor bajo de KA <i(ooi> medio, como se especifica en la presente invención y fallan a la hora de obtener un valor de KAM<i,oo° medio de 0,50° o más.

Para obtener la plancha de acero laminada en frío de alta resistencia, se lleva a cabo el enfriamiento tras el recocido hasta temperatura ambiente a una tasa media de enfriamiento (CR3) de' 1 °C/s o más. El enfriamiento contribuye a que la austenita no transformada se transforme parcialmente en austenita nueva y que permanezca parcialmente en forma de austenita retenida. El enfriamiento a una tasa media de enfriamiento (CR3) de 1 °C/s o más evita la descomposición de la austenita no transformada durante el enfriamiento y garantiza una cantidad suficiente de austenita retenida. El limite superior de la tasa media de enfriamiento (CR3) puede ser de aproximadamente 500 °C/s.

Tratamiento de Revestimiento La plancha de acero se puede someter a revestimiento tras el tratamiento térmico (recocido) . La inmersión en un baño no afecta a las propiedades mecánicas. El tratamiento de revestimiento por si mismo puede emplear un procedimiento llevado a cabo de forma general. Normalmente, se puede usar un baño de galvanizado por inmersión en caliente, que se emplea de forma general, al tiempo que se controla la temperatura del baño en 400 °C hasta aproximadamente 500 °C. Una masa de revestimiento (por un lado) no resulta critica, pero se puede fijar dentro de un intervalo de normalmente 20 a 100 g/m2.

Para obtener una plancha de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia, se puede llevar a cabo el enfriamiento tras el tratamiento de revestimiento hasta temperatura ambiente, a una tasa media de enfriamiento (CR3') de 1 a 500 °C/s. Este intervalo se especifica por el mismo motivo que la tasa media de enfriamiento CR3.

Temperatura de tratamiento de aleación (T3) : de 450 °C a 560 °C.

Un tratamiento de formación de aleación, si se lleva a cabo a una temperatura (T3) más elevada que 560 °C, puede provocar la descomposición de austenita no transformada, provocando de este modo que la plancha de acero falle a la hora de garantizar la austenita retenida suficiente y tenga un equilibrio de TSxEL inferior. La plancha de acero resultante puede tener un valor de KAM<i,oo° medio excesivamente bajo y ofrecer un equilibrio ???? inferior. Además, la plancha de acero puede experimentar la precipitación de carburos, presentando de este modo un YR elevado, y ofrecer un equilibrio Sx y un equilibrio TSxEL inferiores. Para evitar esto, la temperatura T3 de tratamiento de formación de aleación se puede especificar en la presente memoria como 560 °C o menos. Preferentemente, T3 es de 540 °C o menos, y más preferentemente de 520 °C o menos. Por el contrario, un tratamiento de formación de aleación, si se lleva a cabo a una temperatura menor de 450 °C puede fallar a la hora de provocar la formación de aleación. Para evitar esto, se puede especificar la temperatura T3 en 450 °C o más elevada y es preferentemente de 480 °C o más elevada.

Se puede llevar a cabo el tratamiento de formación de aleación en una condición normal durante el tiempo (t3) de tratamiento de formación de aleación, tal como de aproximadamente 5 a aproximadamente 60 segundos.

Para obtener la plancha de acero galva-recocida por inmersión en caliente de alta resistencia, se puede llevar a cabo el enfriamiento tras el tratamiento de formación de aleación hasta temperatura ambiente con una tasa media de enfriamiento (CR3") de 1 a 500 °C/s. Este intervalo se especifica por el mismo motivo que la tasa CR3 media de enfriamiento .

Ejemplos La presente invención se ilustra a continuación con más detalle con referencia a varios ejemplos (ejemplos experimentales) . No obstante, debería apreciarse, que no se pretende que los ejemplos limiten el alcance de la invención; se pueden llevar a cabo diversos cambios y modificaciones de forma natural en la presente memoria sin que ello suponga desviarse del espíritu y alcance de la invención, como se ha descrito anteriormente y a continuación; y todos los citados cambios y modificaciones deberían considerarse como que se encuentran dentro del alcance de la invención.

Al tiempo que se simulaba una máquina actual, se prepararon los lingotes de acero que tienen composiciones químicas que se presentan en la Tabla 1 por medio de formación de lingotes de vacío, se calentó hasta 1250 °C, se sometió a laminado en caliente que se completó a una temperatura de laminado de terminación de 880 °C, se enfrió hasta una temperatura de enrollado de 600 °C, se mantuvo a esa temperatura durante 30 minutos, se enfrió por medio de enfriamiento en un horno y, de este modo, se obtuvieron planchas de acero laminadas en caliente. Se sometieron las planchas de acero laminadas en caliente a lavado ácido para retirar las costras superficiales, se sometieron a laminado en frío hasta una reducción de laminado en frío de un 46 % a un 62 %, y de este modo dieron lugar a planchas de acero laminado en frío de 1,4 mm de espesor. Se sometieron las planchas de acero laminado en frío a recocido (tratamiento térmico) como se muestra a continuación. Específicamente, como viene indicado en la Figura 2 y en la Tabla 2 siguientes, se mantuvo cada plancha de acero laminada en frío a una temperatura de inmersión TI (°C) durante 90 segundos, se enfrió desde TI hasta 500 °C a una tasa CR 1 media de enfriamiento (°C/s), posteriormente se enfrió desde 500 °C hasta una temperatura T2 (°C) a una tasa CR2 media de enfriamiento (°C/s) y se mantuvo en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo t2 (segundo) .

Se obtuvieron planchas de acero laminadas en frió de alta resistencia (CR) , tras el recocido, por medio de enfriamiento hasta temperatura ambiente a una tasa media de enfriamiento (CR3) de 15 °C/s. Se obtuvieron planchas de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia (GI) , tras el tratamiento térmico) por medio de inmersión en un baño de galvanizado a 460 °C para llevar a cabo el tratamiento de revestimiento; y enfriar hasta temperatura ambiente a una tasa media de enfriamiento (CR3 ' ) de 15 °C/s. Se obtuvieron las planchas de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia (GA) , tras la inmersión en el baño de galvanizado, llevando a cabo un tratamiento de formación de aleación a una temperatura T3 de tratamiento de formación de aleación (°C) que se proporciona en la Tabla 2, durante 35 segundos y enfriando hasta temperatura ambiente a una tasa media de enfriamiento (CR3") de 15 °C/s.

La masa de revestimiento por un lado fue de 40 g/m2.

Se calcularon AC3 y Ms según las expresiones siguientes, como se describe en "The Physical Metallurgy of Steels", illiam C. Leslie (Maruzen Co., Ltd., publicado el 31 de Mayo, 1985, pp 273 y 231) . En las expresiones, el término "[elemento]" indica un contenido (en porcentaje en masa) de cada elemento presente en la plancha de acero. En las expresiones, se llevó a cabo el cálculo al tiempo que se fijaba el contenido de un elemento no presente en la plancha de acero de un 0 % .

[Mat. 1] A c (°C) =9 1 0 -203 x [C] 1/2 - 1 5, 2 x [N i ] +44, 7 x [S i ] + 1 04 ? [V] + 3 1 , 5 X [Mo] + 1 3, I X [W] -30 X [Mn] - 1 1 X [ C r ] - 20 X [C u ] + 700 X [P] + 400 X [A l ] + 1 20 X [A s] +40 O [T i ] [Mat. 2] M s (°C) = 56 1 - 47 4 x [C] -33 x [Mn] - 1 7 x [N i ] - 1 7 x [C r ] - 2 1 x [M o ] [Tabla 1] [Tabla 2] Cada una de las planchas de acero se sometió a una medición de fracción de micro-estructura, medición de KAM<i,oo° medio, y a evaluación de las propiedades mecánicas de la siguiente manera.

Medición de la Fracción de Micro-estructura Austenita retenida Normalmente, con frecuencia la austenita retenida existe entre listones en la ferrita bainitica, y es difícil de medir su cantidad por medio de observación de la micro-estructura. Por tanto, se midió la cantidad (el contenido) de austenita retenida por medio de análisis de difracción de rayos-X.

Específicamente, se molió una muestra de plancha de acero hasta un espesor de un cuarto (t/4), se pulió químicamente y se sometió a medición de intensidad de rayos-X sometidos a difracción para determinar el contenido de austenita retenida. Por medio del uso de rayos Co-?a como rayos-X incidentes, se calculó el contenido de austenita retenida por medio de una proporción de intensidad de cada uno de los planos de austenita (200), (220) y (311) con respecto a cada uno de los planos de ferrita (ferrita en un sentido amplio, incluyendo ferrita bainitica) (200), (211) y (220) . Se calculó el contenido resultante de austenita retenida determinado por medio de difracción de rayos-X como una fracción en volumen. Se puede leer la fracción en volumen como "porcentaje de área" sin conversión. Por tanto, la unidad del contenido de austenita retenido es denominada y tratada como "porcentaje en área" en la presente memoria.

Ferrita Poligonal, Ferrita Bainitica + Martensita Atemperada y Martensita Nueva Se tomó una muestra de ensayo a partir de cada plancha de acero para permitir la observación en una posición de un cuarto de espesor (t/4) en un corte transversal perpendicular a la dirección de la anchura de la plancha. Se pulió mecánicamente la muestra de ensayo, se sometió a ataque químico con una disolución de Nital y se sometió a observación con un microscopio electrónico de barrido (SEM) con un aumento de 3000 veces. Se midieron los porcentajes de área de ferrita poligonal (F) y martensita nueva (M) por medio de análisis de imágenes. Se llevó a cabo la medición en tres campos de visión, y se determinó un media de los valores medidos en tres campos de visión.

Se puede medir el porcentaje de área de BF+TM por medio de observación de la micro-estructura. No obstante, las planchas de acero fabricadas en las condiciones dentro de los intervalos especificados en el ejemplo experimental presentaron cada una micro-estructura que incluía ferrita poligonal (F) , BF+TM, martensita nueva (M) y austenita retenida sola. Por consiguiente, se determinó el contenido de BF+TM (en porcentaje en área) por medio de la expresión: [100 (en porcentaje en área) - F(en porcentaje en área) - M (en porcentaje en área) -? retenida (en porcentaje en área)] .

Medición de KAM<i,oo° medio Se molió una plancha de acero hasta un cuarto de espesor (t/4), se pulió mecánicamente, y se obtuvo una muestra. Al tiempo que se inclinó la muestra 70°, se midió un patrón de difracción de retro-dispersión de electrones en un área de 50 µta por 50 µ?? en una etapa de detección de 0,125 µp? usando un SEM . Se determinaron los valores de KAM en los respectivos puntos de medición en base al resulta de medición usando un soporte lógico de análisis (Sistema OIM suministrado por TexSEM Laboratories, Inc. (TSL) ) .

Las Figuras 3 y 4 ilustran los resultados ejemplares (distribuciones) de las mediciones de valor KAM en los respectivos puntos de medición. La Figura 3 es un gráfico que ilustra una distribución del valor KAM del N° Ensayo 26 (Ejemplo) mientras que la Figura 4 es un gráfico que ilustra una distribución de valor de KAM de N° Ensayo 12 (Ejemplo Comparativo) . Los valores de KAM de menos de 1,00° son objetivos en la presente memoria, y las áreas oscurecidas de las Figuras 3 y 4 corresponden a los mismos. Un media de valores de KAM en el área oscurecida se define como KAM<i,0o° medio. En una comparación entre la Figura 3 y la Figura 4, parece que existe poca diferencia en la distribución entre los dos, como resultado de la observación visual. No obstante, los resultados del análisis demuestran que la muestra del Ensayo N° 26 (Figura 3) tuvo un KAM<i,o0° medio de 0,52, mientras que la muestra del Ensayo N° 12 .(Figura 4) tuvo un KAM<i,oo° medio de 0,49, que difieren uno de otro. Dicha pequeña diferencia en el KAM<ifoo° medio en la presente memoria afecta de manera significativa a las propiedades, como se comenta a continuación.

Se determinó el KAM<i,oo° medio de las otras muestras del ejemplo experimental por medio de una medición por medio del procedimiento de la Figura 3 y la Figura 4.

Evaluación de las Propiedades Mecánicas Ensayo de Tracción Se tomó una muestra de ensayo N° 5 de la Norma Industrial Japonesa (JIS) (que tenia una longitud de calibre de 50 mm y una anchura paralela de 25 mm) , a partir de cada plancha de acero para disponer de una dirección longitudinal como dirección perpendicular a la dirección de laminado de la plancha de acero, y se midieron el limite aparente de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS y el estiramiento total EL según JIS Z2241. La tasa de tensión en el ensayo fue de 10 mm/min.

Ensayo de Expansión de Perforación Se llevó a cabo la evaluación según la Norma de Japan Iron and Steel Federation (JFS) T1001. Específicamente, se formó un orificio de 10 mm de diámetro en una plancha de acero de muestra con un punzón, se llevó a cabo la expansión de la perforación en el orificio usando un punzón cónico de 60° de modo que la rebaba mirara hacia arriba, y se midió la proporción ? de expansión de perforación tras penetración de la fisura.

Se consideró que las muestras que tenían una resistencia de tracción TS de 980 MPA o más tenían una resistencia elevada. De las muestras que tenían una resistencia de tracción TS de 980 MPa o más, se consideró que las muestras que cumplieron las condiciones TSxEL> 16 (GPa · %) y TSx >30 (GPa-%) presentaban una aptitud de conformación excelente; y las muestras que cumplieron la condición YR (=100xYS/TS) <80 (%) tenían una aptitud excelente de retención de forma.

La Tabla 3 indica los resultados G O ?? ?? Las Tablas 1 y 3 proporcionan las consideraciones siguientes. En lo sucesivo "N°" se refiere a "N° de Ensayo". Específicamente, los Nos. 1 a 3, 13 a 16 y 18 a 40 se prepararon cada uno por medio de los métodos especificados en la presente invención, tenían una composición química y una micro-estructura dentro de los intervalos especificados, y proporcionaron cada uno una plancha de acero laminado en frío, una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente o una plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente, cada una de las cuales presentó una resistencia de tracción de 980 MPa o más y todavía presentó un aptitud excelente en cuanto a conformación y retención de forma.

Por el contrario, los Nos. 4 a 12 y 17 tenían una composición química y unas condiciones de fabricación que, en caso de que cualquiera de ellas no cumpliera la condición específica, no fue posible disponer de la mi c ro - e s t ruct ura deseada, y fueron inferiores en cualquiera de las propiedades.

Específicamente, el N° 4 experimentó calentamiento a un valor de TI excesivamente bajo en la región de dos fase, incluyendo de este modo una gran cantidad de ferrita poligonal, y tuvo un equilibrio inferior de TSxD. Además, la presencia de ferrita poligonal provocó un enriquecimiento de carbono en la austenita no transformada, esto retardó la transformación en ferrita bainitica durante el austemperado para generar una cantidad grande de martensita nueva. De este modo, esta muestra tuvo un equilibrio ???? y un equilibrio TSxEL inferiores.

El N° 5 experimentó enfriamiento a una tasa CR1 media de enfriamiento excesivamente baja, experimentando de esta manera la formación de ferrita poligonal durante el enfriamiento, y presentó un equilibrio TSx inferior.

El N° 6 experimentó un enfriamiento a una tasa CR2 media de enfriamiento excesivamente baja, experimentando de este modo la formación de ferrita bainitica que tenia un valor de KAM bajo durante el enfriamiento, tuvo un valor bajo de KAM<1,00° medio y presentó un equilibrio de ???? inferior.

El N° 7 experimentó un enfriamiento y una retención en un intervalo de temperatura T2 excesivamente bajo, produciéndose el fallo a la hora de garantizar la austenida retenida suficiente, y tuvo un equilibrio TSxEL inferior. Esta muestra también presentó un contenido de martensita nueva excesivamente bajo y, de este modo, tuvo un YR elevado .

El N° 8 experimentó un enfriamiento y una retención en un intervalo de temperatura T2 excesivamente elevado, presentando de este modo un valor bajo de KAM<1,00° medio, y presentando un equilibrio TSxD inferior.

El N° 9 experimentó una retención en el intervalo de temperatura T2 durante un periodo de tiempo excesivamente corto t2, produciéndose el fallo en cuanto a las cantidades deseadas de BF+TM y austenita retenida, incluyen martensita nueva en un contenido excesivamente elevado, y de este modo presentó un equilibrio TSxEL y un equilibrio ???? inferiores.

El N° 10 experimentó una retención en el intervalo de temperatura T2 durante un periodo de tiempo t2 excesi amente largo, presentando de este modo un valor medio de KAM<1,00° medio y presentando un equilibrio de ???? inferior.

El N° 11 experimentó una retención durante un tiempo t2 todavía largo, falló a la hora de garantizar martensita nueva en cantidad suficiente y presentó un valor de YR elevado. Esta muestra también presentó un valor excesivamente bajo de KAM<1,00° medio y presentó un equilibrio de TSx inferior.

El N° 12 experimentó un tratamiento de formación de aleación a una temperatura T3 excesivamente elevada, produciéndose de este modo el fallo a la hora de garantizar una cantidad deseada de austenita retenida, presentó un valor excesivamente bajo de KAM<1,00°, experimentó precipitación de carburos y presentó un equilibrio de TSx y un equilibrio TSxEL inferiores .

El N° 17 tuvo un contenido de Si excesivamente bajo, produciéndose de este modo el fallo para garantizar una cantidad suficiente de austenita retenida, y presentó un equilibrio TSxEL inferior.

Claims

NOVEDAD DE LA INVENCION Habiendo descrito el presente invento, se considera como una novedad y, por lo tanto, se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES

1.- Una plancha de acero laminado en frío de alta resistencia excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, que comprende: C en un contenido de un 0,1 % a un 0,3 % (en porcentaje en masa, en lo sucesivo igual para la composición química) ; Si en un contenido de un 1,0 % a un 3,0 %; Mn en un contenido de un 0,5 % a un 3,0 %; P en un contenido de un 0,1 % o menos; S en un contenido de un 0,03 % o menos; Al en un contenido de un 0,01 % a un 1,0 %; y N en un contenido de un 0,01 % o menos, siendo el resto hierro e impurezas inevitables, presentando la plancha de acero una micro-estructura de acero que cumple las condiciones que se muestran a continuación : un contenido total de ferrita bainítica (BF) y martensita atemperada (TM) de un 65 % (en porcentaje en área, en lo sucesivo igual para la micro-estructura de acero) o más; un contenido de martensita nueva (M) de un 3 % a un 18 %; un contenido de austenita retenida de un 5 % o más; y un contenido de ferrita poligonal (F) de un 5 % o menos, cumpliendo la micro-estructura de acero de manera adicional lo siguiente: un KAM<i,0o° medio de 0,50° o más, donde " KAM<i,oo° medio" indica una media de los valores de desorientación media de núcleo (KAM) (valores de desorientación, en "grados (°)") en una región de menos de un 1,00°, medido en dos o más puntos; y presentando la plancha de acero una resistencia de tracción de 980 MPa o más.

2. - La plancha de acero laminado en frió de alta resistencia según la reivindicación 1, que además comprende al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en : Ti en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %; Nb en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %; y V en un contenido de un 0,01 % a un 0,1 %.

3. - La plancha de acero laminado en frío de alta resistencia según la reivindicación 1, que además comprende al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en : Cr en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; Mo en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; y B en un contenido de un 0,0001 % a un 0,005 %.

4. - La plancha de acero laminado en frió de alta resistencia según la reivindicación 1, que además comprende al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Cu en un contenido de un 0,01 % a un 1 %; y Ni en un contenido de un 0,01 % a un 1 %.

5. - La plancha de acero laminado en frío de alta resistencia según la reivindicación 1, que además comprende al menos un elemento seleccionado entre el grupo que consiste en: Ca en un contenido de un 0,0005 % a un 0,005 %; y Mg en un contenido de un 0,0005 % a un 0,005 %.

6. - Una plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, que comprende: la plancha de acero laminado en frío de alta resistencia de una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5; y una capa galvanizada por inmersión en caliente formada sobre una superficie de la plancha de acero laminada en frío de alta resistencia.

7. - Una plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, que comprende: la plancha de acero laminado en frió de alta resistencia de una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5; y una capa galva-recocida por inmersión en caliente formada sobre una superficie de la plancha de acero laminada en frió de alta resistencia.

8.- Un método de fabricación de la plancha de acero laminado en frió de alta resistencia de una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, comprendiendo el método, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química que se define en una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5 hasta un intervalo de temperatura (TI) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frío desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CRl) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frío desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; y mantener la plancha de acero laminado en frío en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos.

9. - Un método de fabricación de la plancha de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de la reivindicación 6, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, comprendiendo el método, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química que se define en una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5 hasta un intervalo de temperatura (Ti) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frío desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CRl) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frío desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; y mantener la plancha de acero laminado en frío en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos; y sumergir la plancha de acero laminado en frío en un baño de cinc.

10. - Un método de fabricación de la plancha de acero galva-recocido por inmersión en caliente de alta resistencia de la reivindicación 7, excelente en cuanto a aptitud de conformación y retención de forma, comprendiendo el método, en el orden que se muestra, las etapas de: calentar una plancha de acero laminado en frió que tiene la composición química que se define en una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5 hasta un intervalo de temperatura (TI) de Ac3 hasta 960 °C; enfriar la plancha de acero laminado en frío desde el intervalo de temperatura (TI) hasta 500 °C a una tasa media de enfriamiento (CRl) de 5 °C/s o más; enfriar adicionalmente la plancha de acero laminado en frío desde 500 °C hasta un intervalo de temperatura (T2) de (Ms-200) °C hasta 420 °C a una tasa media de enfriamiento (CR2) de 10 °C/s o más; y mantener la plancha de acero laminado en frío en el intervalo de temperatura (T2) durante un periodo de tiempo (t2) de 10 a 70 segundos; sumergir la plancha de acero laminado en frío en un baño de cinc; y someter la plancha de acero laminado en frío a un tratamiento de formación de aleación a una temperatura (T3) de tratamiento de formación de aleación de 450 °C a 560 °C.