ES2269558T3 - Hoja de acero de alta ductibilidad, excelente formabilidad en prensa y alta templabilidad por deformacion plastica y su procedimiento de fabricacion. - Google Patents
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Abstract
Una hoja de acero de alta ductilidad de excelente formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica representada por una DELTATS no inferior a 80 MPa, incluyendo una estructura compuesta conteniendo una fase primaria conteniendo una fase de ferrita y fase secunda ria conteniendo una fase de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3%, donde dicha hoja de acero tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso: C: No más de 0, 20%; Si: 1, 0 a 3, 0%: Mn: no más de 3, 0%; P: No más de 0, 10%; S: No más de 0, 02%; Al: No más de 0, 30%; N: No más de 0, 02%; y además Cu: 0, 5 a 3, 0%; y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C: Grupo A: Ni: no más de 2, 0%; Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2, 0% en total; y Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0, 2% en total; o al menos uno de: Mo: 0, 05 a 2, 0%: Cr: 0, 05 a 2, 0%: y W: 0, 05 a 2, 0%, no más de 2, 0% en total; opcionalmente al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad nosuperior a 2, 0% en total, opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0, 1% o REM: no más de 0, 1%, B: no más de 0, 1% y Zn: no más de 0, 1%, donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0, 01%, Sn: no más de 0, 1%, Zn: no más de 0, 01% y Ca: no más de 0, 1%.
Description
Hoja de acero de alta ductibilidad, excelente
formabilidad en prensa y alta templabilidad por deformación plástica
y su procedimiento de fabricación.
La presente invención se refiere principalmente
a hojas de acero para automóviles, y más en particular, a hojas de
acero de alta ductilidad que tienen muy alta templabilidad por
deformación plástica y excelente formabilidad en prensa tal como
ductilidad, formabilidad por rebordeado por estiramiento, y
estirabilidad, en las que la resistencia a la tracción incrementa
considerablemente mediante un tratamiento por calor después de la
formación en prensa, y a métodos para fabricarlas. El término
"hojas de acero" en el sentido en que se usa aquí incluirá
hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en
frío, y hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente. El
término "hojas de acero" en el sentido en que se usa aquí
también incluirá hojas de acero y flejes de acero.
En los últimos años, la reducción de peso de las
carrocerías de automóvil se ha convertido en un problema muy
importante en relación al control de las emisiones de gases con el
fin de conservar el medioambiente global. Más recientemente, se han
realizado esfuerzos por lograr hojas de acero para automoción de
mayor resistencia y por reducir el grosor de las hojas de acero con
el fin de reducir el peso de las carrocerías de automóvil.
Dado que la mayor parte de las piezas de
carrocería de automóviles hechas de hojas de acero se forman por
trabajo en prensa, las hojas de acero usadas deben tener excelente
formabilidad en prensa. Para lograr excelente formabilidad en
prensa, hay que asegurar alta ductilidad. A menudo se aplica
rebordeado por estiramiento, de modo que las hojas de acero a usar
deben tener una alta relación de expansión de agujeros. En general,
sin embargo, una mayor resistencia de la hoja de acero tiende a dar
lugar a una ductilidad inferior y una peor relación de expansión de
agujeros, dando lugar así a pobre formabilidad en prensa. Como
resultado, ha habido convencionalmente una demanda creciente de
hojas de acero de alta resistencia que tengan alta ductilidad y
excelente formabilidad en prensa.
Ahora se da importancia a la seguridad de una
carrocería de automóvil con el fin de proteger al conductor y a los
pasajeros en caso de colisión, y para ello, las hojas de acero deben
tener mejor resistencia al impacto como un estándar de seguridad en
caso de colisión. Con el fin de mejorar la seguridad estructural a
los choques, es más favorable una mayor resistencia del automóvil
terminado. Por lo tanto, habido una demanda más fuerte de hojas de
acero que tienen baja resistencia, alta ductilidad, y excelente
formabilidad en prensa en la formación de piezas de automóvil, y que
tienen alta resistencia y excelente seguridad estructural a los
choques en los productos acabados.
Para satisfacer dicha demanda, se desarrolló una
hoja de acero de alta formabilidad en prensa y resistencia. Es una
hoja de acero del tipo endurecible en horno cuya tensión de fluencia
aumenta aplicando un tratamiento en horno incluyendo el
mantenimiento a una temperatura alta de 100 a 200°C después de la
formación en prensa. En esta hoja de acero, el contenido de C que
permanece finalmente en un estado de solución sólida (contenido de C
soluto) se controla dentro de un rango apropiado con el fin de
mantener la blandura, fijabilidad de forma, y ductilidad durante la
formación en prensa. En un tratamiento en horno realizado después de
la formación en prensa de esta hoja de acero, el C soluto se fija a
una dislocación introducida durante la formación en prensa e inhibe
el movimiento de la dislocación, dando lugar así a un aumento de la
tensión de fluencia. En esta hoja de acero del tipo endurecible en
horno para automoción se puede incrementar la tensión de fluencia,
pero no se puede incrementar la resistencia a la tracción.
La Publicación de la Solicitud de Patente
japonesa examinada número 5-24979 describe una hoja
de acero laminada en frío de alta resistencia endurecible en horno
que tiene una composición incluyendo C: 0,08 a 0,20%, Mn: 1,5 a 3,5%
y el equilibrio Fe e impurezas incidentales, y que tiene una
estructura compuesta de bainita uniforme conteniendo no más de 5% de
ferrita o compuesta de bainita conteniendo parcialmente martensita.
La hoja de acero laminada en frío descrita en la Publicación de
Patente japonesa examinada número 5-24979 se fabrica
enfriando rápidamente la hoja de acero a una temperatura en el rango
de 400 a 200°C en el paso de enfriamiento después de recocerla
continuamente y después enfriándola lentamente. Con ello se logra un
alto grado de endurecimiento en horno convencionalmente no
disponible mediante conversión de la estructura convencional
incluyendo principalmente ferrita a una estructura incluyendo
principalmente bainita en la hoja de acero.
En la hoja de acero descrita en la Publicación
de la Solicitud de Patente japonesa examinada número
5-24979, se obtiene un alto grado de endurecimiento
en horno convencionalmente no disponible mediante un aumento de
límite de fluencia después del tratamiento en horno. Incluso en esta
hoja de acero, sin embargo, sigue siendo difícil aumentar la
resistencia a la tracción después del tratamiento en horno, y
todavía no se puede lograr una mejora de seguridad estructural a los
choques.
Por otra parte, se han propuesto algunas hojas
de acero laminadas en caliente con vistas a incrementar no solamente
la tensión de fluencia, sino también la resistencia a la tracción
aplicando un tratamiento por calor después de la formación en
prensa.
Por ejemplo, la Publicación de la Solicitud de
Patente japonesa examinada número 8-23048 propone un
método para fabricar una hoja de acero laminada en caliente
incluyendo los pasos de recalentar un acero conteniendo C: 0,02 a
0,13%, Si: no más de 2,0%, Mn: 0,6 a 2,5%, Al sol.: no más de 0,10%,
y N: 0,0080 a 0,0250% a una temperatura no inferior a 1.100°C y
aplicar laminado de acabado en caliente a una temperatura de 850 a
950°C. El método también incluye los pasos de enfriar la hoja de
acero laminada en caliente a una tasa de enfriamiento no inferior a
15°C/segundo a una temperatura inferior a 150°C, y enfriarla,
formando por ello una estructura compuesta incluyendo principalmente
ferrita y martensita. En la hoja de acero fabricada por la técnica
descrita en la Publicación de la Solicitud de Patente japonesa
examinada número 8-23048, la resistencia a la
tracción y la tensión de fluencia aumentan por endurecimiento por
deformación plástica; sin embargo, se plantea un serio problema
porque enfriar la hoja de acero a una temperatura de enfriamiento
muy baja de menos de 150°C da lugar a grandes variaciones de las
propiedades mecánicas. Otro problema incluye una gran variación del
incremento de la tensión de fluencia después de la formación en
prensa y los tratamientos en horno, así como pobre formabilidad en
prensa debido a una baja relación de expansión de agujeros
(\lambda) y menor trabajabilidad por rebordeado por
estiramiento.
La Publicación de la Solicitud de Patente
japonesa no examinada número 11-199975 propone una
hoja de acero laminada en caliente para trabajo de excelentes
características de fatiga, conteniendo C: 0,03 a 0,20%, cantidades
apropiadas de Si, Mn, P, S y Al, Cu: 0,2 a 2,0%, y B: 0,0002 a
0,002%, cuya microestructura es una estructura compuesta incluyendo
ferrita como una fase primaria y martensita como una segunda fase, y
la fase de ferrita contiene Cu en un estado de solución sólida y/o
precipitación de no más de 2 nm. La hoja de acero descrita en la
Publicación de la Solicitud de Patente japonesa no examinada número
11-199975 tiene un objeto basado en el hecho de que
la relación de límite de fatiga se mejora considerablemente
solamente cuando Cu y B se añaden en combinación, y Cu está presente
en un estado ultrafino de no más de 2 nm. Para esta finalidad, es
esencial completar el laminado de acabado en caliente a una
temperatura superior al punto de transformación A_{r3}, enfriar
por aire la hoja dentro de la región de temperatura de A_{r3} a
A_{r1} durante 1 a 10 segundos, enfriar la hoja a una tasa de
enfriamiento no inferior a 20°C/segundo, y enrollar la hoja enfriada
a una temperatura no superior a 350°C. Una baja temperatura de
enfriamiento no superior a 350°C produce seria deformación de la
forma de la hoja de acero laminada en caliente, inhibiendo así la
fabricación industrialmente estable.
Por otra parte, algunas piezas de automóvil
deben tener alta resistencia a la corrosión. Una hoja de acero
galvanizada por inmersión en caliente es adecuada como un material
aplicado a porciones que requieren alta resistencia a la corrosión.
Por esta razón, existe una demanda particular de hojas de acero
galvanizadas de inmersión en caliente de excelente formabilidad en
prensa durante la formación, y se endurece considerablemente por un
tratamiento por calor después de la formación.
Para responder a tal demanda, por ejemplo, la
Publicación de Patente japonesa número 2802513 propone un método
para fabricar una hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente usando una hoja de acero laminada en caliente como una
chapa negra. El método incluye los pasos de laminar en caliente una
plancha de acero conteniendo C: no más de 0,05%, Mn: 0,05 a 0,5%,
Al: no más de 0,1% y Cu: 0,8 a 2,0% a una temperatura de
enfriamiento no superior a 530°C. El método incluye además los pasos
posteriores de reducir la superficie de la hoja de acero calentando
la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura no superior
a 530°C, y galvanizando por inmersión en caliente la hoja, por lo
que se obtiene un endurecimiento considerable mediante un
tratamiento por calor después de la formación. En la hoja de acero
fabricada por este método, sin embargo, la temperatura de
tratamiento por calor debe ser de no menos de 500°C, con el fin de
obtener endurecimiento considerable del tratamiento por calor
después de la formación, y esto tiene un problema en la
práctica.
La Publicación de la Solicitud de Patente
japonesa no examinada número 10-310824 propone un
método para fabricar una hoja de acero aleada galvanizada por
inmersión en caliente que tiene mayor resistencia por un tratamiento
por calor después de la formación, usando una hoja de acero laminada
en caliente o laminada en frío como una chapa negra. Este método
incluye los pasos de laminar en caliente un acero conteniendo C:
0,01 a 0,08%, cantidades apropiadas de Si, Mn, P, S, Al y N, y al
menos uno de Cr, W y Mo: 0,05 a 3,0% en total. El método incluye
además el paso de laminar en frío o templar-laminar
y recocer la hoja. El método incluye además el paso de aplicar
galvanización por inmersión en caliente a la hoja y calentar la hoja
para el tratamiento de aleación. La resistencia a la tracción de la
hoja de acero se incrementa calentando la hoja a una temperatura
dentro del rango de 200 a 450°C. Sin embargo, la hoja de acero
resultante implica un problema de que la microestructura incluye una
sola fase de ferrita, una estructura compuesta de ferrita y perlita,
o una estructura compuesta de ferrita y bainita; por lo tanto, no se
obtiene alta ductilidad y bajo límite de fluencia, dando lugar a
baja formabilidad en prensa.
La presente invención se hizo en vista del hecho
de que, a pesar de la fuerte demanda como se ha descrito
anteriormente, no se ha hallado una técnica para fabricar de forma
industrialmente estable una hoja de acero que cumpla estas
propiedades. La presente invención resuelve los problemas antes
descritos. Un objeto de la presente invención es proporcionar hojas
de acero de alta ductilidad y alta resistencia adecuadas para
automóviles y que tienen excelente formabilidad en prensa y
excelente templabilidad por deformación plástica, en las que la
resistencia a la tracción incrementa considerablemente mediante un
tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja después
de la formación en prensa. Otro objeto de la presente invención es
proporcionar un método de fabricación capaz de fabricar establemente
las hojas de acero de alta ductilidad y alta resistencia.
Para lograr dicho objeto de la invención, los
inventores realizaron amplios estudios sobre el efecto de la
estructura de la hoja de acero y elementos de aleación en la
templabilidad por deformación plástica. Como resultado, los
inventores hallaron que una hoja de acero que tiene alta
templabilidad por deformación plástica que da lugar a un aumento de
tensión de fluencia y un aumento considerable de la resistencia a la
tracción se puede obtener después de un tratamiento de
predeformación con una predeformación no inferior a 5% y un
tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja dentro
del rango de 150 a 350°C (1) formando una estructura compuesta de la
hoja de acero incluyendo ferrita y una fase conteniendo austenita
retenida a una relación en volumen no inferior a 3%, y (2)
limitando el contenido de C dentro del rango de una región de bajo
contenido de carbono a una región de contenido medio de carbono y
conteniendo Cu dentro de un rango apropiado o al menos uno de Mo,
Cr, y W en lugar de Cu. Además, se halló que la hoja de acero tenía
ductilidad satisfactoria, una alta relación de expansión de
agujeros, y excelente formabilidad en prensa.
En primer lugar se describirán los resultados de
un experimento fundamental realizado por los inventores en hojas de
acero laminadas en caliente.
Se calentó a 1.250°C un llantón que tenía una
composición incluyendo, en porcentaje en peso, C: 0,10%, Si: 1,4%,
Mn: 1,5%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,04%, N: 0,002% y Cu: 0,3 o 1,3%
y mantuvo a temperatura. El llantón se sometió posteriormente a
laminado de tres pasadas a un grosor de 2,0 mm de modo que la
temperatura final del laminado de acabado fuese 850°C. A
continuación, se cambiaron las condiciones de enfriamiento y la
temperatura de enfriamiento de varias formas para convertir una hoja
de acero de estructura de ferrita única a una hoja de acero laminada
en caliente con una estructura compuesta de ferrita como una fase
primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase
secundaria (también denominada a continuación una estructura
compuesta de ferrita/austenita retenida).
Las propiedades de tracción se investigaron por
una prueba de tracción en las hojas de acero laminadas en caliente
resultantes. Se aplicó un tratamiento de predeformación de una
predeformación a la tracción de 5% a cada pieza de prueba muestreada
de estas hojas de acero laminadas en caliente. Posteriormente,
después de aplicar un tratamiento por calor a 50 a 350°C durante 20
minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las
propiedades de tracción, y se evaluó la templabilidad por
deformación plástica.
La templabilidad por deformación plástica se
evaluó en términos del incremento un \DeltaTS que es una
diferencia entre la resistencia a la tracción TS_{HT} después del
tratamiento por calor y la resistencia a la tracción TS antes del
tratamiento por calor. Es decir, \DeltaTS = (resistencia a la
tracción TS_{HT} después del tratamiento por calor) - (resistencia
a la tracción TS antes del tratamiento de predeformación). La prueba
de tracción se realizó usando piezas de pruebas de tracción JIS
número 5 muestreadas en la dirección de laminación.
La figura 1 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la estructura de la hoja de
acero. Se aplicó un tratamiento de predeformación de una
predeformación por tracción de 5% y después un tratamiento por calor
de 250°C durante 20 minutos a las piezas de prueba. El incremento
\DeltaTS se determinó a partir de la diferencia de la resistencia
a la tracción TS entre antes y después del tratamiento por calor. La
figura 1 sugiere que, para un contenido de Cu de 1,3% en peso, se
obtiene una alta templabilidad por deformación plástica representada
por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa formando una estructura
compuesta de ferrita/austenita retenida de la hoja de acero. Para un
contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80 MPa,
independientemente de la estructura de la hoja de acero, y no se
puede obtener alta templabilidad por deformación plástica.
Es posible fabricar una hoja de acero laminada
en caliente que tiene una alta templabilidad por deformación
plástica limitando el contenido de Cu dentro de un rango apropiado,
y formando una estructura compuesta que tiene ferrita como una fase
primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase
secundaria.
La figura 2 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento
por calor después del tratamiento de predeformación. La
microstructura de la hoja de acero es una estructura compuesta que
tiene ferrita como una fase primaria y una fase conteniendo
austenita retenida como una fase secundaria, y la relación en
volumen de la estructura de austenita retenida es 8% de toda la
estructura.
La figura 2 representa que el incremento
\DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por
calor y depende fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de
Cu de 1,3% en peso, se obtiene una alta templabilidad por
deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80
MPa a una temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C.
Para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80
MPa a cualquier temperatura de tratamiento por calor, y no se puede
obtener alta templabilidad por deformación plástica.
Además, se realizó una prueba de expansión de
agujeros en hojas de acero que tenían una estructura de ferrita
única o una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida, y
contenido de Cu de 0,3% en peso y 1,3% en peso, y se determinó la
relación de expansión de agujeros \lambda. En la prueba de
expansión de agujeros, se formaron agujeros de punzón en piezas de
prueba mediante punzonado con un punzón que tenía un diámetro de 10
mm. A continuación, se realizó expansión de agujeros con un punzón
cónico que tenía un ángulo vertical de 60 grados de modo que la
rebaba quedase fuera, hasta que se formaron fisuras que pasaban a
través de la hoja en la dirección del grosor. La relación de
expansión de agujeros \lambda se determinó por la fórmula:
\lambda (%) = {(d-d_{0})/d_{0}} x 100 donde
d_{0} representa el diámetro inicial del agujero, y d representa
el diámetro interior del agujero a la aparición de fisuras.
En el caso de un contenido de Cu de 1,3% en
peso, una hoja de acero laminada en caliente con una estructura
compuesta de ferrita/austenita retenida tenía una relación de
expansión de agujeros de aproximadamente 140%, y una hoja de acero
laminada en caliente con una estructura de ferrita única también
tenía una relación de expansión de agujeros de aproximadamente 140%.
En contraposición, en el caso de un contenido de Cu de 0,3% en peso,
una hoja de acero laminada en caliente con una estructura de ferrita
única tenía una relación de expansión de agujeros de 120%, y una
hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta de
ferrita/austenita retenida tenía una relación de expansión de
agujeros de aproximadamente 80%.
Como se ha descrito anteriormente, es claro que
la hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta
de ferrita/austenita retenida tiene una mayor relación de expansión
de agujeros y que la formabilidad de expansión de agujeros se mejora
con un mayor contenido de Cu. Todavía no se ha aclarado un mecanismo
detallado de la mejora de la formabilidad de expansión de agujeros
por Cu. Se considera que el contenido de Cu reduce la diferencia de
dureza entre la ferrita/austenita retenida y la martensita
transformada inducida por deformación.
En la hoja de acero laminada en caliente de la
presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja de acero como
resultado de una predeformación con una deformación de 2% o más
medida al medir el incremento de esfuerzo de deformación de antes a
después de un tratamiento usual por calor y el tratamiento por calor
realizado a una temperatura relativamente baja en el rango de 150 a
350°C. Según un estudio realizado por los autores de la presente
invención, se logró alta templabilidad por deformación plástica que
producía un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable
de resistencia a la tracción probablemente por la precipitación de
Cu muy fino. Tal precipitación de Cu muy fino por un tratamiento por
calor en una región a baja temperatura nunca se ha observado en
acero ultrabajo en carbono o acero bajo en carbono en los informes
hasta ahora publicados. Una razón de la precipitación de Cu muy fino
en un tratamiento por calor a baja temperatura todavía no se ha
aclarado hasta la fecha. Sin embargo, se puede suponer lo siguiente.
Durante el mantenimiento isotérmico en el rango de temperatura de
620 a 780°C o durante el enfriamiento lento de este rango de
temperatura después de enfriamiento rápido posterior a laminado en
caliente, se distribuye gran cantidad de Cu a la fase \gamma.
Después del enfriamiento, el Cu se disuelve en la austenita retenida
en un estado de supersaturación. La austenita retenida se transforma
en martensita por una predeformación no inferior a 5%, y Cu muy fino
precipita en la martensita transformada inducida por deformación
durante un tratamiento posterior a baja temperatura.
A continuación, se describirán los resultados de
un experimento fundamental realizado por los autores de la presente
invención en la hoja de acero laminada en frío.
Se calentó a 1.250°C un llantón que tenía una
composición incluyendo, en porcentaje en peso, C: 0,10%, Si: 1,2%,
Mn: 1,4%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,03%, N: 0,002%, y Cu: 0,3 o
1,3%, mantuvo a temperatura y sometió a laminado de tres pasadas a
un grosor de 4,0 mm de modo que la temperatura final del laminado de
acabado fuese 900°C. Después de la terminación del laminado de
acabado, se aplicó un tratamiento equivalente de mantenimiento de
temperatura de 600°C durante 1 hora como un tratamiento de
enfriamiento. A continuación, la hoja se laminó en frío a una
reducción de 70% a una hoja de acero laminada en frío de un grosor
de 1,2 mm. Posteriormente, la hoja laminada en frío se calentó a una
temperatura en el rango de 700 a 850°C y mantuvo a temperatura
durante 60 segundos. A continuación, la hoja se enfrió a 400°C, y
mantuvo a la temperatura (400°C) durante 300 segundos para recocido
por recristalización. Por el recocido por recristalización, se
obtuvieron varias hojas de acero laminadas en frío en las que la
estructura cambió de una estructura de ferrita única a una
estructura compuesta de ferrita/austenita
retenida.
retenida.
Se realizaron pruebas de tracción en las hojas
de acero laminadas en frío resultantes como en las hojas de acero
laminadas en caliente para determinar las propiedades de tracción.
Las propiedades de tracción (YS, TS) se determinaron por muestreo de
piezas de prueba de estas hojas de acero laminadas en frío,
aplicando un tratamiento de predeformación con una predeformación
por tracción de 5% a estas piezas de prueba, calentando
posteriormente las hojas de acero a 50 a 350°C durante 20 minutos, y
realizando posteriormente las pruebas de tracción.
La templabilidad por deformación plástica se
evaluó en términos del incremento de la resistencia a la tracción
\DeltaTS de antes a después del tratamiento por calor, como en la
hoja de acero laminada en caliente.
La figura 3 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de recocido por
recristalización. El valor \DeltaTS se determinó aplicando un
tratamiento de predeformación con una predeformación por tracción de
5% a piezas de prueba muestreadas de las hojas de acero laminadas en
frío resultantes, realizando un tratamiento por calor de 250°C
durante 20 minutos, y realizando una prueba de tracción.
La figura 3 sugiere que se puede obtener una
alta templabilidad por deformación plástica representada por un
\DeltaTS no inferior a 80 MPa, en el caso de un contenido de Cu de
1,3% en peso, empleando una temperatura de recocido por
recristalización no inferior a 750°C para convertir la estructura de
la hoja de acero en una estructura compuesta de ferrita/austenita
retenida. Por otra parte, en el caso de un contenido de Cu de 0,3%
en peso, no se puede obtener alta templabilidad por deformación
plástica porque \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier
temperatura de recocido por recristalización. La figura 3 sugiere la
posibilidad de fabricar una hoja de acero laminada en frío que tiene
una alta templabilidad por deformación plástica optimizando el
contenido de Cu y formando una estructura compuesta de
ferrita/austenita retenida.
La figura 4 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento
por calor después del tratamiento de predeformación. La hoja de
acero usada se recoció a 800°C, que era la región de fase doble de
ferrita (\alpha) + austenita (\gamma), durante un tiempo de
mantenimiento de 60 segundos después de laminado en frío, enfrió
desde la temperatura de mantenimiento (800°C) a 400°C a una tasa de
enfriamiento de 30°C/segundo, y mantuvo a 400°C durante 300
segundos. Las hojas de acero tenían una microstructura compuesta de
ferrita/austenita retenida (fase secundaria), siendo 4% la relación
en volumen de la estructura de austenita retenida.
La figura 4 representa que el incremento
\DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por
calor y depende fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de
Cu de 1,3% en peso, se obtiene una alta templabilidad por
deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80
MPa a una temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C.
Para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80
MPa a cualquier temperatura de tratamiento por calor, y no se puede
obtener alta templabilidad por deformación plástica.
Además, se realizó una prueba de expansión de
agujeros en hojas de acero laminadas en frío con una estructura
compuesta de ferrita/austenita retenida y contenido de Cu de 0,3% en
peso y 1,3% en peso para determinar la relación de expansión de
agujeros (\lambda), como en la hoja de acero laminada en
caliente.
En la hoja de acero laminada en frío con un
contenido de Cu de 1,3%, \lambda era 130%; mientras que en la hoja
de acero laminada en frío con un contenido de Cu de 0,3 %, \lambda
era 60%. Es claro que, para un contenido de Cu de 1,3% en peso, la
relación de expansión de agujeros se incrementa y la formabilidad de
expansión de agujeros se mejora incluso en la hoja de acero laminada
en frío, como en la hoja de acero laminada en caliente. Todavía no
se ha aclarado un mecanismo detallado de mejora de la formabilidad
de expansión de agujeros con contenido de Cu, como en la hoja de
acero laminada en caliente. Además, en la hoja de acero laminada en
frío, se considera que el contenido Cu reduce la diferencia de
dureza entre la estructura de ferrita/austenita retenida y la
estructura de martensita transformada inducida por deformación.
En la hoja de acero laminada en frío de la
presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja de acero como
resultado de una predeformación con una deformación superior a 2%,
que es equivalente a la predeformación al medir el incremento de
esfuerzo de deformación de antes a después de un tratamiento usual
por calor, y un tratamiento por calor a una temperatura
relativamente baja de 150 a 350°C. Según un estudio realizado por
los autores de la presente invención, también en la hoja de acero
laminada en frío, se logra probablemente alta templabilidad por
deformación plástica produciendo un aumento de tensión de fluencia y
un aumento considerable de resistencia a la tracción por la
precipitación de Cu muy fino. Una razón de la precipitación de Cu
muy fino en un tratamiento por calor en una región de baja
temperatura todavía no se ha aclarado hasta la fecha. Sin embargo,
se puede suponer lo siguiente. Durante el recocido por
recristalización en la región de fase doble de \alpha + \gamma,
se distribuye gran cantidad de Cu a la fase \gamma. El Cu
distribuido permanece incluso después del enfriamiento y se disuelve
a la martensita en un estado de supersaturación, y Cu muy fino
precipita a través de una predeformación no inferior a 5% y un
tratamiento a baja temperatura.
A continuación se describirá el resultado de un
experimento fundamental realizado por los autores de la presente
invención en la hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente.
Un llantón que tiene una composición incluyendo,
en porcentaje en peso, C: 0,08%, Si: 0,5%, Mn: 2,0%, P: 0,01%, S:
0,004%, Al: 0,04%, N: 0,002% y Cu: 0,3 o 1,3% se calentó a 1.250°C y
mantuvo a temperatura. El llantón se sometió posteriormente a
laminado de tres pasadas a un grosor de 4,0 mm de modo que la
temperatura final del laminado de acabado fuese 900°C. Después del
laminado de acabado, se aplicó un tratamiento equivalente de
mantenimiento de temperatura de 600°C durante 1 h como un
tratamiento de enfriamiento. A continuación, la hoja laminada en
caliente se laminó en frío a una reducción de 70% a una hoja de
acero laminada en frío que tenía un grosor de 1,2 mm.
Posteriormente, la hoja laminada en frío se calentó y mantuvo a
temperatura a 900°C, y enfrió a una tasa de enfriamiento de
30°C/segundo (un tratamiento primario por calor). La hoja de acero
después del tratamiento primario por calor tenía una estructura de
martensita en varillas. La hoja de acero después del tratamiento
primario por calor se sometió a un tratamiento secundario por calor
a varias temperaturas, posteriormente se enfrió rápidamente a una
temperatura en el rango de 450 a 500°C. Posteriormente, la hoja se
sumergió en un baño de galvanización por inmersión en caliente (baño
de 0,13% en peso Al-Zn) para formar una capa
galvanizante de inmersión en caliente en la superficie. Además, la
hoja se recalentó a una temperatura en el rango de 450 a 550°C para
alear la capa galvanizante de inmersión en caliente (contenido de Fe
en la capa galvanizante: aproximadamente 10%).
Con respecto a la hoja de acero resultante
galvanizada por inmersión en caliente, las propiedades de tracción
se determinaron mediante una prueba de tracción. Además, se tomaron
como muestra piezas de prueba de la hoja de acero galvanizada por
inmersión en caliente, y se aplicó un tratamiento de predeformación
con una predeformación por tracción de 5% a las piezas de prueba,
como en la hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero
laminada en frío. Posteriormente se aplicó un tratamiento por calor
de 50 a 350°C durante 20 minutos. A continuación se realizó una
prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción. La
templabilidad por deformación plástica se evaluó en términos del
incremento \DeltaTS de la resistencia a la tracción de antes a
después del tratamiento por calor.
La figura 5 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento
secundario por calor. El incremento \DeltaTS se determinó
aplicando una predeformación por tracción de 5% a piezas de prueba
muestreadas de las hojas de acero galvanizadas de inmersión en
caliente resultantes, realizando un tratamiento por calor a 250°C
durante 20 minutos, y realizando una prueba de tracción.
La figura 5 sugiere que, para un contenido de Cu
de 1,3% en peso, se puede obtener una alta templabilidad por
deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80
MPa formando una estructura compuesta de ferrita/martensita
templada/austenita retenida de la hoja de acero. En contraposición,
en el caso de un contenido de Cu de 0,3% en peso, no se puede
obtener alta templabilidad por deformación plástica cuando
\DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de
tratamiento secundario por calor.
La figura 5 sugiere la posibilidad de fabricar
una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente que tiene
alta templabilidad por deformación plástica optimizando el contenido
de Cu y formando una estructura compuesta de ferrita/martensita
templada/austenita retenida.
La figura 6 ilustra el efecto del contenido de
Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento
por calor después del tratamiento de predeformación. El incremento
\DeltaTS se determinó aplicando una predeformación por tracción de
5% a piezas de prueba muestreadas de las hojas de acero galvanizadas
de inmersión en caliente aleadas tratadas a una temperatura de
tratamiento secundario por calor de 800°C, realizando un tratamiento
por calor de 50 a 350°C durante 20 minutos, y realizando una prueba
de tracción.
La figura 6 representa que el incremento
\DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por
calor después del tratamiento de predeformación y depende
fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de Cu de 1,3% en
peso, se puede obtener una alta templabilidad por deformación
plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa a una
temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C. En
contraposición, para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS
es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de tratamiento por
calor, y no se puede obtener alta templabilidad por deformación
plástica.
En la hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente de la presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja
de acero como resultado de una predeformación con una deformación
mayor que 2% que es una cantidad usual de deformación al medir el
incremento de esfuerzo de deformación de antes a después de un
tratamiento por calor, y un tratamiento por calor dentro de una
región de temperatura relativamente baja de 150 a 350°C. Según un
estudio realizado por los autores de la presente invención, se logra
probablemente una alta templabilidad por deformación plástica que
produce un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable
de resistencia a la tracción por la precipitación de Cu muy fino.
Una razón de la precipitación de Cu muy fino en un tratamiento por
calor en una región de baja temperatura todavía no se ha aclarado
hasta la fecha. Sin embargo, se puede suponer lo siguiente. Durante
el tratamiento por calor en la región de fase doble de ferrita
(\alpha) + austenita (\gamma), se distribuye gran cantidad de Cu
a la fase \gamma, y el Cu distribuido que permanece incluso
después del enfriamiento se disuelve a la austenita retenida en un
estado de supersaturación. La austenita retenida se transforma en
martensita por una predeformación no inferior a 5%, y Cu muy fino
precipita en la martensita mediante un tratamiento posterior a baja
temperatura por
calor.
calor.
Además, se realizó una prueba de expansión de
agujeros usando hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente
con una estructura compuesta de ferrita/martensita
templada/austenita retenida y contenido de Cu de 0,3% en peso y 1,3%
en peso para determinar la relación de expansión de agujeros
(\lambda), como en la hoja de acero laminada en caliente y la hoja
de acero laminada en frío.
La relación de expansión de agujeros \lambda
de la hoja de acero que tiene un contenido de Cu de 1,3% era 120%,
mientras que la relación de expansión de agujeros \lambda de la
hoja de acero que tiene un contenido de Cu de 0,3% era 50%. Los
resultados sugieren que para un contenido de Cu de 1,3% en peso, la
relación de expansión de agujeros aumenta y la formabilidad de
expansión de agujeros se mejora, en comparación con un contenido de
Cu de 0,3%.
Un mecanismo detallado de mejora de la
formabilidad de expansión de agujeros con contenido de Cu todavía no
se ha aclarado, como en la hoja de acero laminada en caliente y la
hoja de acero laminada en frío, pero se considera que el contenido
Cu reduce la diferencia de dureza entre la ferrita, la martensita
templada/austenita retenida, y la martensita formada por
transformación inducida por deformación.
En base a las nuevas conclusiones antes
descritas, los autores de la presente invención realizaron nuevos
estudios amplios y hallaron que dicho fenómeno también tenía lugar
en hojas de acero que no contenían Cu.
La estructura de una hoja de acero que tiene una
composición conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W se convirtió a
una estructura compuesta conteniendo una fase de ferrita primaria y
una fase conteniendo austenita retenida como una fase secundaria. A
continuación, aplicando una predeformación y un tratamiento por
calor en una región de baja temperatura, se halló que carburos muy
finos se precipitaban en la martensita transformada inducida por
deformación, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción.
La precipitación de finos inducida por deformación a baja
temperatura era más notable en una composición de acero conteniendo
al menos uno de Nb, Ti, y V además a al menos uno de Mo, Cr, y
W.
La presente invención se completó mediante
nuevos estudios en base a dichas conclusiones. Lo esencial de la
presente invención se define en el conjunto de reivindicaciones
acompañantes.
La figura 1 es un gráfico que ilustra el efecto
del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la estructura
de la hoja de acero después de una predeformación y un tratamiento
por calor de una hoja de acero laminada en caliente.
La figura 2 es un gráfico que ilustra el efecto
del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura
de tratamiento por calor después de una predeformación y un
tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en caliente.
La figura 3 es un gráfico que ilustra el efecto
del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura
de recocido por recristalización después de predeformación y un
tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en frío.
La figura 4 es un gráfico que ilustra el efecto
del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura
de tratamiento por calor después de predeformación y un tratamiento
por calor de una hoja de acero laminada en frío.
La figura 5 es un gráfico que ilustra el efecto
del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura
de tratamiento secundario por calor después de una predeformación y
un tratamiento por calor de una hoja de acero galvanizada por
inmersión en caliente.
Y la figura 6 es un gráfico que ilustra el
efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la
temperatura de tratamiento por calor después de una predeformación y
un tratamiento por calor de una hoja de acero galvanizada por
inmersión en caliente.
Una hoja de acero de alta ductilidad de la
presente invención tiene una resistencia a la tracción TS no
inferior a 440 MPa, una estructura compuesta incluyendo una fase
primaria conteniendo una fase de ferrita y una fase secundaria
conteniendo una fase de austenita retenida con una relación en
volumen no inferior a 1%, excelente formabilidad en prensa, y
excelente templabilidad por deformación plástica, indicada por una
resistencia a la tracción considerablemente mayor \DeltaTS no
inferior a 80 MPa durante un tratamiento por calor a una temperatura
relativamente baja después de la formación en prensa. El término
"fase primaria" usado en la presente invención será una
estructura que ocupa no menos que 50% por una relación en
volumen.
El término "hoja de acero de alta
ductilidad" usado en la presente invención significará que una
hoja de acero tiene un equilibrio (TS x El) de una resistencia a la
tracción (TS) y una elongación (El) no inferior a 19.000 MPa%.
Además, el término "\DeltaTS" usado en la
presente invención significa un incremento de la resistencia a la
tracción entre antes y después del tratamiento por calor a una
temperatura en el rango de 150 a 350°C durante un tiempo de
mantenimiento no inferior a 30 segundos de una hoja de acero que se
sometió a un tratamiento de predeformación de una deformación
plástica a la tracción no inferior a 5%. Es decir, \DeltaTS =
(resistencia a la tracción después del tratamiento por calor) -
(resistencia a la tracción antes del tratamiento de predeformación).
Las hojas de acero de la presente invención incluirán hojas de acero
laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío y hojas de
acero galvanizadas de inmersión en caliente.
Todas las hojas de acero (hojas de acero
laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío y hojas de
acero galvanizadas de inmersión en caliente) que timen dicha
estructura, tienen alta ductilidad, excelente formabilidad en
prensa, y excelente templabilidad por deformación plástica.
El término "superior templabilidad por
deformación plástica" o el término "excelente templabilidad por
deformación plástica" usados en la presente invención
significarán que, cuando una hoja de acero es sometida a un
tratamiento de predeformación de una deformación plástica a la
tracción no inferior a 5%, y posteriormente a un tratamiento por
calor a una temperatura en el rango de 150 a 350°C durante un tiempo
de mantenimiento no inferior a 30 segundos, el incremento \DeltaTS
de la resistencia a la tracción entre antes y después del
tratamiento por calor no es inferior a 80 MPa, donde \DeltaTS =
(resistencia a la tracción TS_{HT} después del tratamiento por
calor) - (resistencia a la tracción TS antes del tratamiento de
predeformación). Preferiblemente, el incremento \DeltaTS no es
inferior a 100 MPa. El tratamiento por calor produce un aumento
\DeltaYS en la tensión de fluencia no inferior a 80 MPa, donde
\DeltaYS = (tensión de fluencia YS_{HT} después del tratamiento
por calor) - (tensión de fluencia YS antes del tratamiento de
predeformación).
En el control de la templabilidad por
deformación plástica, la cantidad de predeformación (predeformación)
desempeña un papel importante. Los autores de la presente invención
investigaron el efecto de la cantidad de predeformación en la
posterior templabilidad por deformación plástica suponiendo los
posibles tipos de deformación aplicada a hojas de acero para
automoción. Los resultados muestran que la deformación equivalente
uniaxial (deformación a la tracción) es generalmente útil para
elucidar la deformación de las hojas de acero excepto para
embutición muy profunda, que la deformación equivalente uniaxial es
en su mayor parte superior a 5% para piezas reales, y que la
resistencia de las piezas exhibe buena correspondencia a la
resistencia obtenida después de un tratamiento de deformación
plástica de una predeformación de 5%. En base a estas conclusiones
se emplea una deformación plástica a la tracción no inferior a 5% en
la presente invención.
Las condiciones convencionales de tratamiento en
horno incluyen 170°C x 20 minutos como norma. Si se realiza refuerzo
de la precipitación por Cu muy fino o carburo fino como en la
presente invención, la temperatura de tratamiento por calor debe ser
150°C o más. En condiciones que incluyen una temperatura superior a
350°C, por otra parte, el efecto de refuerzo se satura, y la hoja de
acero tiende a ablandarse. El calentamiento a una temperatura
superior a 350°C produce una marcada aparición de deformación
térmica o color de revenido. Por estas razones se adopta una
temperatura de tratamiento por calor en el rango de 150 a 350°C para
endurecimiento por deformación plástica en la presente invención. El
tiempo de mantenimiento de la temperatura de tratamiento por calor
deberá ser al menos 30 segundos. Mantener una temperatura de
tratamiento por calor en el rango de 150 a 350°C durante
aproximadamente 30 segundos permite lograr endurecimiento por
deformación plástica sustancialmente satisfactorio. Para
endurecimiento por deformación plástica mejorado adicional, el
tiempo de mantenimiento es preferiblemente al menos 60 segundos, y
más preferiblemente al menos 300 segundos.
El método de tratamiento por calor después de la
predeformación no está limitado en la presente invención, y se puede
aplicar adecuadamente calentamiento atmosférico en un horno en
general tratamiento en horno, calentamiento por inducción,
calentamiento por llama no oxidante, calentamiento por láser, y
calentamiento por plasma. La llamada presión en caliente para
prensar una hoja de acero calentada también es un medios muy
efectivo en la presente invención.
A continuación se describirán individualmente la
hoja de acero laminada en caliente, la hoja de acero laminada en
frío, y la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente en la
presente invención.
Ahora se describirá la hoja de acero laminada en
caliente de la presente invención.
La hoja de acero laminada en caliente de la
presente invención tiene una estructura compuesta incluyendo una
fase de ferrita primaria y una fase secundaria conteniendo una fase
de austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior
a 3% de toda la estructura. Como se ha descrito anteriormente, una
hoja de acero laminada en caliente que tiene tal estructura
compuesta exhibe alta ductilidad, alto equilibrio de
resistencia-ductilidad (TS x El), y excelente
formabilidad en prensa.
La fase de ferrita primaria está presente
preferiblemente a una relación en volumen no inferior a 50%. Con una
fase de ferrita de menos de 50%, es difícil mantener una alta
ductilidad, dando lugar a una formabilidad en prensa más baja.
Cuando se requiere ductilidad mejorada adicional, la relación en
volumen de la fase de ferrita es preferiblemente no inferior a 80%.
Al objeto de hacer pleno uso de las ventajas de la estructura
compuesta, la fase de ferrita es preferiblemente no superior a
98%.
En la presente invención, el acero debe contener
una fase de austenita retenida como la fase secundaria a una
relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Con una
fase de austenita retenida inferior a 3%, no se puede obtener alta
elongación (El).
La fase secundaria puede ser una sola fase de
austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a
3%, o puede ser una mezcla de una fase de austenita retenida de una
relación en volumen no inferior a 3% y otra fase, es decir, una fase
de perlita, una fase de bainita, y/o una fase de martensita.
Ahora se describirán las razones para limitar la
composición de la hoja de acero laminada en caliente de la presente
invención. El porcentaje en peso en la composición se denominará
simplemente a continuación %.
\vskip1.000000\baselineskip
C: 0,05 a 0,20%
C es un elemento que mejora la resistencia de
una hoja de acero y promueve la formación de una estructura
compuesta de ferrita y austenita retenida, y está presente
preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,05% para formar la
estructura compuesta según la presente invención. Un contenido de C
superior a 0,20% produce un aumento de las proporciones de carburos
en acero, dando lugar a una disminución de la ductilidad, y por lo
tanto una disminución de la formabilidad en prensa. Un problema más
serio es que un contenido de C superior a 0,20% da lugar a un
deterioro significativo de la soldabilidad por puntos y la
soldabilidad por arco. Por estas razones, el contenido de C se
limita dentro del rango de 0,05 a 0,20% en la presente invención.
Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de C es
preferiblemente no superior a 0,18%.
\vskip1.000000\baselineskip
Si: 1,0 a 3,0%
Si es un elemento de refuerzo útil, que mejora
la resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de
la ductilidad de la hoja de acero. Además, Si es necesario para
formar una fase de austenita retenida. Para obtener estos efectos,
Si está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 1,0%
y más preferiblemente no inferior a 1,2%. Un contenido de Si
superior a 3,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y
degrada la calidad superficial. El contenido de Si se limita por lo
tanto dentro del rango de 1,0 a 3,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Mn: no más de 3,0%
Mn es un elemento útil, que refuerza el acero y
evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está
presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son
especialmente notables a un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Por
otra parte, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro
de la formabilidad en prensa y de la soldabilidad. El contenido de
Mn se limita por lo tanto a no más de 3,0% en la presente invención.
Más preferiblemente, el contenido de Mn no es inferior a 1,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
P: no más de 0,10%
P refuerza el acero, y puede estar presente en
una cantidad necesaria para una resistencia deseada. Desde el punto
de vista de incrementar la resistencia, P está presente
preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,005%. Por otra
parte, un contenido de P superior a 0,10% da lugar a deterioro de la
formabilidad en prensa. El contenido de P se limita por lo tanto a
no más de 0,10%. Cuando se requiere excelente formabilidad en
prensa, el contenido de P es preferiblemente no superior a
0,08%.
\vskip1.000000\baselineskip
S: no más de 0,02%
S es un elemento, que está presente como
inclusiones en una hoja de acero y produce deterioro de la
ductilidad, formabilidad, y en particular formabilidad por
rebordeado por estiramiento de la hoja de acero, y deberá ser lo más
bajo posible. Un contenido reducido de S de no más de 0,02% no
ejerce gran efecto adverso y por lo tanto, el contenido de S se
limita hasta 0,02% en la presente invención. Cuando se requiere una
formabilidad por rebordeado por estiramiento más excelente, el
contenido de S es preferiblemente no superior a 0,010%.
\vskip1.000000\baselineskip
Al: no más de 0,30%
Al es un elemento útil, que se añade como un
elemento desoxidante al acero, y mejora la limpieza del acero.
Además, Al facilita la formación de la austenita retenida. Estos
efectos son especialmente notables a un contenido de Al no inferior
a 0,01%. El contenido de Al superior a 0,30% no puede producir
efectos adicionales, pero produce deterioro de la formabilidad en
prensa. El contenido de Al se limita por lo tanto a no más de 0,30%.
Preferiblemente, el contenido de Al no es superior a 0,10%. La
presente invención no excluye un proceso de fabricación de acero
basado en desoxidación usando un desoxidante distinto de Al. Por
ejemplo, se puede emplear desoxidación con Ti o desoxidación por Si,
y las hojas de acero producidas por tales métodos de desoxidación
también quedan incluidas en el alcance de la presente invención. En
este caso, la adición de Ca o REM a acero fundido no deteriora de
ningún modo las características de la hoja de acero de la presente
invención.
\vskip1.000000\baselineskip
N: no más de 0,02%
N es un elemento, que incrementa la resistencia
de una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o
endurecimiento por deformación plástica, y está presente
preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,0010% para obtener
estos efectos. Sin embargo, un contenido de N superior a 0,02%
produce un aumento del contenido de nitruros en la hoja de acero,
que produce serio deterioro de la ductilidad, y así, de la
formabilidad en prensa de la hoja de acero. El contenido de N se
limita por lo tanto a no más de 0,02%. Cuando se requiere una mejora
adicional de la formabilidad en prensa, el contenido de N es
preferiblemente no superior a 0,01%, y más preferiblemente menos que
0,0050%.
\vskip1.000000\baselineskip
Cu: 0,5 a 3,0%
Cu es un elemento, que incrementa
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una
hoja de acero (aumento de la resistencia después de
predeformación/tratamiento por calor), y así es muy importante en la
presente invención. Con un contenido de Cu de menos de 0,5%, no se
puede obtener un incremento \DeltaTS de la resistencia a la
tracción superior a 80 MPa cambiando las condiciones de
predeterminación/tratamiento térmico. Con un contenido de Cu
superior a 3,0%, el efecto se satura de modo que no cabe esperar un
efecto correspondiente al contenido, lo que da lugar a efectos
económicos desfavorables. Además, se produce deterioro de la
formabilidad en prensa, y se degrada la calidad superficial de la
hoja de acero. El contenido de Cu se limita por lo tanto dentro de
un rango de 0,5 a 3,0%. Con el fin de lograr simultáneamente un
mayor \DeltaTS y excelente formabilidad en prensa, el contenido de
Cu está preferiblemente dentro de un rango de 1,0 a 2,5%.
La hoja de acero laminada en caliente de la
presente invención conteniendo Cu también contiene preferiblemente,
en porcentaje en peso, al menos uno de los grupos siguientes A a
C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo A: Ni: no más de 2,0%
Grupo A: Ni es efectivo para evitar la formación
de defectos superficiales en la superficie de la hoja de acero
conteniendo Cu, y se puede añadir según sea preciso. El contenido de
Ni de es preferiblemente aproximadamente la mitad del contenido de
Cu, es decir, en el rango de aproximadamente 30 a aproximadamente
80% del contenido de Cu. Un contenido de Ni superior a 2,0% no puede
producir mejora adicional del efecto a causa de la saturación del
efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce
deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el
contenido de Ni se limita preferiblemente a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total
Grupo B: Cr y Mo, así como Mn, refuerzan la hoja
de acero y al menos uno de ellos puede estar presente según sea
preciso. Este efecto es especialmente notable a un contenido de Cr
no inferior a 0,1% y a un contenido de Mo no inferior a 0,1%. Por lo
tanto, es preferible contener al menos uno de Cr: no menos que 0,1%
y Mo: no menos que 0,1%. Si está presente al menos uno de Cr y Mo en
una cantidad total superior a 2,0%, se deteriora la formabilidad en
prensa. Por lo tanto, es preferible limitar el contenido total de Cr
y Mo a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total
Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos formadores de
carburo y aumentan efectivamente la resistencia por dispersión fina
de carburos, y se pueden seleccionar y estar presentes según sea
preciso. Este efecto se puede lograr a un contenido de Nb no
inferior a 0,01%, un contenido de Ti no inferior a 0,01%, y un
contenido de V no inferior a 0,01%. Sin embargo, un contenido total
de Nb, Ti, y V superior a 0,2% produce deterioro de la formabilidad
en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti, y V se limita
preferiblemente a no más de 0,2%.
En la presente invención, en lugar de dicho Cu o
al menos uno de dichos grupos a C, al menos uno seleccionado del
grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0%, y W: 0,05 a
2,0% puede estar presente en una cantidad no superior a 2,0% en
total, y al menos uno seleccionado del grupo que consta de Nb, Ti, y
V puede estar presente también en una cantidad no superior a 2,0% en
total.
Al menos uno seleccionado del grupo que consta
de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0% y W: 0,05 a 2,0%, en una
cantidad no superior a 2,0% en total.
Mo, Cr, y W son elementos que aumentan
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica
(aumento de la resistencia después de la predeformación y el
tratamiento por calor) de una hoja de acero, y son uno de los
elementos más importantes en la presente invención. Es decir, en la
presente invención, una hoja de acero laminada en caliente que tiene
una estructura compuesta conteniendo ferrita como una fase primaria
y una fase secundaria de austenita retenida y conteniendo al menos
uno de Mo, Cr, y W, produce transformación inducida por deformación
de la austenita retenida a martensita cuando se aplican una
predeformación no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura
por calor a la hoja de acero laminada en caliente, y se produce
precipitación de finos inducida por deformación de carburos finos a
baja temperatura en la martensita transformada inducida por
deformación, dando lugar a un aumento de la resistencia a la
tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de al
menos uno de Mo, Cr, y W de menos de 0,05%, el cambio de la
estructura de la hoja de acero y de las condiciones de
predeformación y tratamiento por calor no produce un aumento de la
resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Por otra
parte, un contenido de al menos uno de Mo, Cr, y W superior a 2,0%
no produce un efecto correspondiente a causa de la saturación del
efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce
deterioro de la formabilidad en prensa. Los contenidos de Mo, Cr, y
W se limitan preferiblemente dentro del rango de 0,05 a 2,0%. Desde
el punto de vista de la formabilidad en prensa, el contenido total
de Mo, Cr y/o W se limita más preferiblemente a no más de 2,0%.
Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad
total no superior a 2,0%
Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo,
y se pueden añadir según sea preciso. Conteniendo al menos uno de
Nb, Ti, y V, además de al menos uno de Mo, Cr, y W, y formando una
estructura compuesta conteniendo una fase de ferrita primaria y una
fase secundaria de austenita retenida que forman carburos finos en
la martensita transformada inducida por deformación y producen
precipitación inducida por deformación a baja temperatura, dando
lugar a un aumento de la resistencia a la tracción \DeltaTS no
inferior a 80 MPa. Con el fin de obtener estos efectos, un contenido
de Nb es preferiblemente no menos que 0,01%, un contenido de Ti es
preferiblemente no menos que 0,01%, y un contenido de V es
preferiblemente no menos que 0,01%, y al menos uno de Nb, Ti, y V se
puede añadir según sea preciso. Sin embargo, un contenido total
superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Así,
el contenido total de Nb, Ti, y V se limita preferiblemente a no más
de 2,0%.
Aparte de dichos elementos, puede estar presente
al menos uno de Ca: no menos de 0,1% y REM: no menos de 0,1%. Ca y
REM son elementos que contribuyen a la mejora de la propiedad de
rebordeado por estiramiento mediante control conformacional de
inclusiones. Sin embargo, si el contenido de Ca excede de 0,1% o el
contenido de REM excede de 0,1%, habría una disminución de la
limpieza, y una disminución de la ductilidad.
El equilibrio de la composición de la hoja de
acero es Fe e impurezas incidentales. Las impurezas incidentales
permisibles son Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más
de 0,01%, Co: no más de 0,1%, Zr: no más de 0,1%, y B: no más de
0,1%.
Ahora se describirá un método para fabricar la
hoja de acero laminada en caliente de la presente invención.
La hoja de acero laminada en caliente de la
presente invención se hace laminando en caliente una plancha de
acero que tiene una composición dentro de los rangos antes descritos
a un grosor preestablecido.
Mientras que la plancha de acero usada se
fabrica preferiblemente por un proceso de colada continuo para
evitar macrosegregación de los constituyentes, se puede fabricar por
un proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada de plancha
fina. Un proceso convencional empleado en esta realización incluye
los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la plancha de
acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha.
Alternativamente, también se puede aplicar un proceso de ahorro de
energía sin problema en la presente invención. Por ejemplo, se carga
una plancha de acero caliente en un horno de calentamiento sin
enfriar a temperatura ambiente, o se lamina directamente
inmediatamente después de un tiempo corto de mantenimiento a
temperatura (laminado directo de carga caliente o laminado
directo).
La temperatura de recalentamiento SRT del
material (plancha de acero) no está limitada y es preferiblemente no
inferior a 900°C.
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura de recalentamiento de la plancha: no
inferior a 900°C
La temperatura de recalentamiento de la plancha
(SRT) es preferiblemente lo más baja posible con vistas a evitar
defectos superficiales producidos por Cu cuando el material contiene
Cu. Sin embargo, con una temperatura de recalentamiento inferior a
900°C, hay un aumento de la carga de laminado, aumentando así el
peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente.
Considerando el aumento de la pérdida de incrustaciones producida
junto con la oxidación acelerada, la temperatura de recalentamiento
de la plancha es preferiblemente no superior a
1.300°C.
1.300°C.
Desde el punto de vista de reducir la
temperatura de recalentamiento de la plancha y evitar la aparición
de problemas durante el laminado en caliente, el uso del llamado
calentador de llantones es naturalmente un método efectivo.
La plancha de acero recalentada se lamina
posteriormente en caliente a una hoja laminada en caliente. En la
presente invención, una condición de laminado de acabado es
especialmente importante, y el laminado en caliente se realiza
preferiblemente a una temperatura final de acabado de laminado (FDT)
en el rango de 780 a 980°C.
A la FDT de menos de 780°C permanece en la hoja
de acero una estructura deformada que produce deterioro de la
ductilidad. Por otra parte, una FDT superior a 980°C engrosa la
estructura, dando lugar a una disminución de la formabilidad debido
al retardo de la transformación de ferrita. Así, la FDT está
preferiblemente en el rango de 780 a 980°C.
Después de la terminación del laminado de
acabado, se aplica un tratamiento de enfriamiento forzado. En la
presente invención, la condición de enfriamiento forzado es
especialmente importante. En la presente invención, dentro de 2
segundos después de la terminación del laminado de acabado, se
realiza un enfriamiento forzado preferiblemente a una tasa de
enfriamiento no inferior a 50°C/segundo a una temperatura en el
rango de 620 a 780°C. Con un tiempo de inicio de enfriamiento
superior a 2 segundos, la estructura engrosa y la transformación de
ferrita se retarda, dando lugar a pobre formabilidad en prensa. El
tiempo de inicio de enfriamiento después de la terminación del
laminado de acabado se limita preferiblemente a dentro de 2
segundos.
Con una tasa de enfriamiento de menos de
50°C/segundo después de la terminación del laminado de acabado, y la
transformación de ferrita comienza indeseablemente durante el
enfriamiento forzado, la transformación de ferrita no tiene lugar
apropiadamente en un tratamiento de mantenimiento isotérmico
posterior o tratamiento de enfriamiento lento, dando lugar así a una
menor formabilidad en prensa. Consiguientemente, la tasa de
enfriamiento se limita preferiblemente a no menos de 50°C/segundo.
Sin embargo, con una tasa de enfriamiento superior a 300°C/segundo,
entra en cuestión la degradación de la forma de la hoja de acero.
Así, el límite superior de la tasa de enfriamiento es
preferiblemente 300°C/segundo.
Además, en la presente invención, la hoja de
acero se enfría preferiblemente a cerca de un saliente de una región
de ferrita libre o proeutectoide de temperatura de 620 a 780°C por
dicho enfriamiento forzado. A una temperatura de parada de
enfriamiento inferior a 620°C del enfriamiento forzado, no se genera
ferrita libre, pero se genera perlita. A una temperatura de parada
de enfriamiento superior a 780°C, la disminución de la concentración
de carbono a austenita disminuye con una disminución de la
generación de ferrita libre. La temperatura de parada de
enfriamiento forzado está más preferiblemente en el rango de 650 a
750°C.
Después del enfriamiento forzado a cerca de un
saliente de la región de temperatura de ferrita libre de 620 a 780°C
se realiza preferiblemente un tratamiento de mantenimiento
isotérmico durante 1 a 10 segundos dentro de dicha región de
temperatura o un tratamiento de enfriamiento lento a una tasa de
enfriamiento de no más de 20°C/segundo.
Por el tratamiento de mantenimiento isotérmico
durante un corto período de tiempo dentro de esta región de
temperatura (620 a 780°C) o el tratamiento de enfriamiento lento
durante un corto período de tiempo dentro de dicha región de
temperatura se puede formar una cantidad deseada de ferrita
libre.
Para lograr la concentración de carbono a la
austenita junto con la transformación de ferrita, el tratamiento de
mantenimiento isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento se
realiza más preferiblemente dentro de una región de temperatura de
620°C a 750°C.
Un tiempo de mantenimiento del tratamiento
isotérmico o un tiempo requerido para el tratamiento de enfriamiento
lento de menos de 1 segundo produce una concentración insuficiente
de carbono en la austenita. Por otra parte, un tiempo superior a 10
segundos produce transformación de perlita.
Una tasa de enfriamiento del tratamiento de
enfriamiento lento superior a 20°C/segundo produce concentración
insuficiente de carbono en la austenita.
Después del tratamiento de mantenimiento
isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento, la hoja laminada se
enfría preferiblemente de nuevo a una temperatura de 300 a 500°C a
una tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo, y
posteriormente se enrolla. Es decir, la hoja laminada se enrolla
preferiblemente a una temperatura de enfriamiento (CT) de 300 a
500°C.
Después del tratamiento de mantenimiento
isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento, la hoja laminada se
enfría a una temperatura de 300 a 500°C. Además, la tasa de
enfriamiento de este tratamiento es preferiblemente no inferior a
50°C/segundo. Con la tasa de enfriamiento de menos de 50°C/segundo,
se produce transformación de perlita y disminuye la ductilidad. La
tasa de enfriamiento está más preferiblemente dentro del rango de 50
a 200°C/segundo.
Con una temperatura de enfriamiento CT de menos
de 300°C, la fase secundaria contiene martensita. Por otra parte,
con la temperatura de enfriamiento superior a 500°C, la fase
secundaria contiene perlita. Así, la temperatura de enfriamiento CT
está preferiblemente dentro de un rango de 300 a 500°C.
En la presente invención, todo o parte del
laminado de acabado puede ser laminado por lubricación para reducir
la carga de laminado durante el laminado en caliente. La aplicación
de laminado por lubricación es efectiva también desde el punto de
vista de lograr una hoja de acero de forma uniforme y calidad
uniforme del material. El coeficiente de rozamiento en el laminado
por lubricación está preferiblemente en el rango de 0,25 a 0,10. Es
preferible un proceso de laminado continuo, en el que llantones
contiguos se pueden unir entre sí para realizar laminado de acabado
de forma continua. La aplicación del proceso de laminado continuo es
deseable también desde el punto de vista de la estabilidad operativa
del laminado en caliente.
Después de la terminación de laminado en
caliente, se puede aplicar laminado de temple de no más de 10% para
ajuste tal como corrección de forma o control de aspereza
superficial.
La hoja de acero laminada en caliente de la
invención puede ser usada como una hoja de acero para procesado y
como una hoja de acero para tratamientos superficiales. Los
tratamientos superficiales incluyen galvanizado (incluyendo
aleación), estañado y esmaltado. Después del recocido o galvanizado,
la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención se
puede someter a un tratamiento especial para mejorar la actividad
del tratamiento químico, soldabilidad, formabilidad en prensa, y
resistencia a la corrosión.
Ahora se describirá una hoja de acero laminada
en frío de la presente invención.
La hoja de acero laminada en frío de la presente
invención tiene una estructura compuesta incluyendo una fase de
ferrita primaria y una fase secundaria conteniendo austenita
retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3% de toda
la estructura. Como se ha descrito anteriormente, una hoja de acero
laminada en frío que tiene tal estructura compuesta exhibe alta
elongación (El), alto equilibrio de resistencia/elongación (TS x
El), y excelente formabilidad en prensa.
La relación en volumen de la fase de ferrita
primaria contenida en la estructura compuesta es preferiblemente no
inferior a 50%. Con un contenido de fase de ferrita de menos de 50%,
es difícil mantener alta ductilidad, dando lugar a pobre
formabilidad en prensa. Cuando se requiere ductilidad mejorada
adicional, la relación en volumen de la fase de ferrita es
preferiblemente no inferior a 80%. Al objeto de hacer pleno uso de
las ventajas de la estructura compuesta, la fase de ferrita es
preferiblemente no superior a 98%.
En la presente invención, la hoja de acero debe
contener una fase de austenita retenida como la fase secundaria a
una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Con
un contenido de fase de austenita retenida inferior a 1%, es
imposible obtener alta elongación (El).
La fase secundaria puede ser una sola fase de
austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a
3%, o puede ser una mezcla de una fase de austenita retenida de una
relación en volumen no inferior a 3% y una fase auxiliar (otra)
incluyendo una fase de perlita, una fase de bainita, y/o una fase de
martensita.
Ahora se describirán las razones para limitar la
composición de la hoja de acero laminada en frío de la presente
invención. El porcentaje en peso en la composición se indicará
simplemente a continuación como %.
\vskip1.000000\baselineskip
C: no más de 0,20%
C es un elemento que mejora la resistencia de
una hoja de acero y promueve la formación de una estructura
compuesta de una fase de ferrita y una fase de austenita retenida, y
está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,01%
desde el punto de vista de formar la fase de austenita retenida en
la presente invención. El contenido de C es más preferiblemente no
menos que 0,05%. Un contenido de C superior a 0,20%, sin embargo,
produce un aumento de la cantidad de carburos en el acero, dando
lugar a una disminución de la ductilidad, y por lo tanto una
disminución de la formabilidad en prensa. Un problema más serio es
que un contenido de C superior a 0,20% da lugar a un deterioro
notable de la soldabilidad por puntos y la soldabilidad por arco.
Por estas razones, en la presente invención, el contenido de C se
limita a no más de 0,20%. Desde el punto de vista de la
formabilidad, el contenido de C es preferiblemente no superior a
0,18%.
\vskip1.000000\baselineskip
Si: no más de 2,0%
Si es un elemento de refuerzo útil, que mejora
la resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de
la ductilidad de la hoja de acero y facilita la formación de una
fase austenítica residual. El contenido de Si es preferiblemente no
menos que 0,1%. Un contenido de Si superior a 2,0%, sin embargo, da
lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y se degrada la
calidad superficial. Por lo tanto, el contenido de Si se limita a no
más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Mn: no más de 3,0%
Mn es un elemento útil que refuerza el acero y
evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está
presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son
especialmente notables en un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Sin
embargo, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro de
la formabilidad en prensa y soldabilidad. Por lo tanto, el contenido
de Mn se limita a no más de 3,0% en la presente invención. Más
preferiblemente, el contenido de Mn no es inferior a 1,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
P: no más de 0,10%
P refuerza el acero, y puede estar presente en
una cantidad de preferiblemente no menos que 0,005%, según una
resistencia deseada. Sin embargo, un contenido excesivo de P produce
deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de P se limita,
por lo tanto, a no más de 0,10%. Cuando se requiere una formabilidad
en prensa más excelente, el contenido de P es preferiblemente no
superior a 0,08%.
\vskip1.000000\baselineskip
S: no más de 0,02%
S es un elemento que está presente como
inclusiones en acero y produce deterioro de ductilidad,
formabilidad, y en particular formabilidad por rebordeado por
estiramiento de una hoja de acero, y deberá ser lo más bajo posible.
Sin embargo, un contenido reducido de S a no más de 0,02% no ejerce
mucho efecto adverso. Así, el contenido de S se limita a no más de
0,02% en la presente invención. Cuando se requiere superior
formabilidad por rebordeado por estiramiento, el contenido de S es
preferiblemente no superior a 0,010%.
\vskip1.000000\baselineskip
Al: no más de 0,30%
Al es un elemento desoxidante de acero, y es
útil para mejorar la limpieza del acero. Además, Al es efectivo para
la formación de la austenita retenida. Con el fin de obtener estos
efectos, el contenido de Al es preferiblemente no menos que 0,01%.
Sin embargo, un contenido de Al superior a 0,30% no puede producir
mejores efectos desoxidantes adicionales, y produce deterioro de la
formabilidad en prensa. El contenido de Al se limita, por lo tanto,
a no más de 0,30%. La invención también incluye un proceso de
fabricación de acero usando otros desoxidantes, por ejemplo, Ti o
Si, y hojas de acero producidas por tales métodos de desoxidación
también se incluyen en el alcance de la invención. En este caso, la
adición de Ca o REM a acero fundido no deteriora de ningún modo las
características de la hoja de acero de la invención. Naturalmente,
las hojas de acero conteniendo Ca o REM quedan incluidas dentro del
alcance de la invención.
\vskip1.000000\baselineskip
N: no más de 0,02%
N es un elemento que incrementa resistencia de
una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o
endurecimiento por deformación plástica, y está presente
preferiblemente en una cantidad no superior a 0,001%. Sin embargo,
un contenido de N superior a 0,02% produce un aumento del contenido
de nitruro en la hoja de acero, por lo que ductilidad y formabilidad
en prensa de la hoja de acero se deterioran seriamente. El contenido
de N se limita por lo tanto a no más de 0,02%. Cuando se requiere
mejora adicional de la formabilidad en prensa, el contenido de N es
preferiblemente no superior a 0,01%.
\vskip1.000000\baselineskip
Cu: 0,5 a 3,0%
Cu es un elemento que incrementa
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una
hoja de acero (aumento de la resistencia después de la
predeformación/tratamiento por calor), y es uno de los elementos más
importantes en la presente invención. Con un contenido de Cu
inferior a 0,5%, un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS
superior a 80 MPa no se puede obtener cambiando la
predeformación/condiciones de tratamiento por calor. En la presente
invención, por lo tanto, Cu se deberá contener en una cantidad no
inferior a 0,5%. Con un contenido de Cu superior a 3,0%, sin
embargo, el efecto se satura, dando lugar a efectos económicos
desfavorables. Además, se produce deterioro de la formabilidad en
prensa, y se degrada la calidad superficial de la hoja de acero. El
contenido de Cu se limita, por lo tanto, dentro del rango de 0,5 a
3,0%. Con el fin de lograr simultáneamente un \DeltaTS más alta y
excelente formabilidad en prensa, el contenido de Cu está
preferiblemente dentro del rango de 1,0 a 2,5%.
En la presente invención, dicha composición
conteniendo Cu contiene además preferiblemente, en porcentaje en
peso, al menos uno de los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo A: Ni: no más de 2,0%
Grupo A: Ni es un elemento efectivo para evitar
defectos superficiales producidos por el contenido de Cu en la hoja
de acero, y puede estar presente según sea preciso. El contenido de
Ni depende del contenido de Cu, y es preferiblemente aproximadamente
la mitad del contenido de Cu, más específicamente, dentro del rango
de aproximadamente 30 a aproximadamente 80% del contenido de Cu. Un
contenido de Ni superior a 2,0% no puede producir mejora adicional
del efecto a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a
desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en
prensa. Por estas razones, el contenido de Ni se limita
preferiblemente a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total
Grupo B: Cr y Mo, así como Mn, refuerzan la hoja
de acero y se pueden contener según sea preciso preferiblemente en
una cantidad no inferior a 0,1% para Cr y no menos que 0,1% para Mo.
Si está presente al menos uno de Cr y Mo en una cantidad superior a
2,0% en total, se deteriora la formabilidad en prensa. Por lo tanto,
es preferible limitar el contenido total de Cr y Mo que forma el
grupo B a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total
Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos que forman
efectivamente dispersión fina de carburos que contribuyen a un
aumento de la resistencia. Por lo tanto, Nb, Ti, y V se pueden
seleccionar y contener según sea preciso preferiblemente en una
cantidad no inferior a 0,01% para Nb, en una cantidad no inferior a
0,01% para Ti y en una cantidad no inferior a 0,01% para V. Si el
contenido total de al menos uno de Nb, Ti, y V excede de 0,2%, se
deteriora la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb,
Ti y/o V se limita preferiblemente a no más de 0,2%.
En la presente invención, en lugar de dicho Cu,
al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%,
Cr: 0,05 a 2,0%, y W: 0,05 a 2,0% puede estar presente en una
cantidad no superior a 2,0% en total.
Al menos uno seleccionado del grupo que consta
de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0% y W: 0,05 a 2,0%, en una
cantidad no superior a 2,0% en total
En la presente invención, Mo, Cr, y W, así como
Cu, son los elementos más importantes, que aumentan
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de la
hoja de acero, y se pueden seleccionar y contener. Cuando una hoja
de acero conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W y que tiene una
estructura compuesta de una fase de ferrita y una fase conteniendo
austenita retenida se somete a una predeformación (predeformación)
no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor
(tratamiento por calor), la austenita retenida se cambia a
martensita por transformación inducida por deformación.
Posteriormente, la formación de precipitación de carburos finos en
la martensita es inducida por la deformación, dando lugar a un
aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80
MPa. Con un contenido de cada uno de estos elementos de menos de
0,05%, las condiciones de predeformación/tratamiento por calor no
producen un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS de al
menos 80 MPa. Si el contenido de cada uno de estos elementos excede
de 2,0%, no cabe esperar un efecto mejorado adicional
correspondiente al contenido como resultado de saturación del
efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y esto da lugar a
deterioro de la formabilidad en prensa. Los contenidos de Mo, Cr, y
W se limitan por lo tanto dentro del rango de 0,05 a 2,0% para Mo,
0,05 a 2,0% para Cr, y 0,05 a 2,0% para W. Desde el punto de vista
de la formabilidad en prensa, el contenido total de Mo, Cr, y W se
limita a no más de 2,0%.
En la presente invención está presente
preferiblemente al menos uno seleccionado del grupo que consta de
Mo, Cr, y W y además está presente preferiblemente al menos uno de
Nb, Ti, y V en no más de 2,0% en total.
Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad
total no superior a 2,0%:
Nb, Ti, y V son elementos que forman carburos, y
se pueden seleccionar y contener según sea preciso, cuando se añade
al menos uno de Mo, Cr, y W. Cuando la composición de acero contiene
al menos uno de Mo, Cr, y W y tiene una estructura compuesta
conteniendo una fase de ferrita y una fase de austenita retenida, y
contiene al menos uno de Nb, Ti, y V, la austenita retenida se
transforma en martensita por transformación inducida por deformación
durante la predeformación/tratamiento por calor. Posteriormente, la
precipitación de carburos finos es inducida por la deformación en la
martensita, dando lugar así a un aumento de la resistencia a la
tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Este efecto es
especialmente notable preferiblemente a un contenido de Nb no
inferior a 0,01%, a un contenido de Ti no inferior a 0,01%, y a un
contenido de V no inferior a 0,01%. Sin embargo, un contenido total
de Nb, Ti, y V superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad
en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti y/o V se limita
preferiblemente a no más de 2,0%.
Aunque no se impone ninguna restricción
particular, aparte de dichos constituyentes, la composición puede
contener B: no más de 0,1%, Zr: no más de 0,1%, Ca: no más de 0,1%,
y REM: no más de 0,1% sin ningún problema.
El equilibrio de la composición del acero es Fe
e impurezas incidentales. Las impurezas incidentales permisibles
incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de
0,01%, y Co: no más de 0,1%.
Ahora se describirá el método para fabricar la
hoja de acero laminada en frío de la presente invención.
La hoja de acero laminada en frío de la presente
invención se fabrica mediante un paso de laminación en caliente que
consiste en laminar en caliente una plancha de acero que tiene la
composición dentro de dichos rangos a una hoja de acero laminada en
caliente, un paso de laminado en frío que consiste en laminar en
frío la hoja de acero laminada en caliente a una hoja de acero
laminada en frío, y un paso de paso de recocido por recristalización
que consiste en el recocido por recristalización de la hoja de acero
laminada en frío para formar una hoja de acero recocida laminada en
frío.
Aunque la plancha de acero usada se fabrica
preferiblemente por un proceso de colada continuo para evitar la
macrosegregación de los constituyentes, se puede fabricar por un
proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada continuo de
chapas finas. Un proceso convencional empleado en esta realización
incluye los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la
plancha de acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha.
Alternativamente, se puede aplicar un proceso de ahorro de energía
sin problema en la presente invención. Por ejemplo, se carga una
plancha de acero caliente en un horno de recalentamiento sin enfriar
a temperatura ambiente, o se lamina directamente inmediatamente
después de un corto período de mantenimiento de temperatura
(laminado de alimentación directa o laminado directo).
La plancha de acero que tiene dicha composición
se recalienta y lamina en caliente para hacer una hoja de acero
laminada en caliente. No surge ningún problema especial en cuanto a
las condiciones conocidas convencionalmente puesto que tales
condiciones permiten la fabricación de una hoja de acero laminada en
caliente que tiene un grosor deseado en el paso de laminado en
caliente. Las condiciones preferibles para laminado en caliente son
las siguientes:
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura de recalentamiento de la plancha: no
inferior a 900°C
La temperatura de recalentamiento de la plancha
es preferiblemente lo más bajo posible con el fin de evitar defectos
superficiales producidos por Cu cuando la composición contiene Cu.
Sin embargo, con una temperatura de recalentamiento inferior a
900°C, la carga de laminado incrementa, aumentando así el peligro de
aparición de problemas durante el laminado en caliente. En vista del
aumento de la pérdida de incrustaciones producida por la oxidación
facilitada, la temperatura de recalentamiento de la plancha es
preferiblemente no superior a 1.300°C.
Desde el punto de vista de reducir la
temperatura de recalentamiento de la plancha y evitar la aparición
de problemas durante el laminado en caliente, es efectivo el uso del
llamado calentador de llantones, que calienta un
llantón.
llantón.
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura final de laminado de acabado: no
menos de 700°C
A una temperatura final de acabado de laminado
(FDT) no inferior a 700°C, es posible obtener una estructura
uniforme de hoja madre laminada en caliente que puede dar una
excelente formabilidad después del laminado en frío y recocido por
recristalización. Una temperatura final de laminado de acabado de
menos de 700°C da lugar a una estructura no uniforme de la hoja
madre laminada en caliente y una carga de laminado más alta durante
el laminado en caliente, aumentando así el peligro de aparición de
problemas durante el laminado en caliente. Así, la FDT para el paso
de laminado en caliente es preferiblemente no inferior a 700°C.
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura de enfriamiento: no más de 800°C
La temperatura de enfriamiento es
preferiblemente no superior a 800°C, y más preferiblemente no menos
que 200°C. Una temperatura de enfriamiento superior a 800°C tiende a
producir una disminución de deformación como resultado de una mayor
pérdida de incrustaciones. Con una temperatura de enfriamiento de
menos de 200°C, se deteriora seriamente la forma de hoja de acero, y
hay un riesgo creciente de aparición de inconvenientes en el uso
práctico.
En el paso de laminado en caliente en la
presente invención, como se ha descrito anteriormente, es deseable
recalentar la plancha a una temperatura no inferior a 900°C, laminar
en caliente la plancha recalentada a una temperatura final de
acabado de laminado no inferior a 700°C, y enrollar la hoja de acero
laminada en caliente a una temperatura de enfriamiento no superior a
800°C y preferiblemente no inferior a 200°C.
En el paso de laminado en caliente en la
presente invención, todo o parte del laminado de acabado puede ser
laminado por lubricación, que reduce la carga de laminado durante el
laminado en caliente. El laminado por lubricación es efectivo
también desde el punto de vista de lograr una hoja de acero de forma
uniforme y una calidad uniforme del material. El coeficiente de
rozamiento en el laminado por lubricación está preferiblemente
dentro de un rango de 0,25 a 0,10. Es deseable conectar llantones
contiguos uno a otro para realizar un proceso continuo de laminado
continuo. La aplicación del proceso de laminado continuo es deseable
también desde el punto de vista de la estabilidad operativa de
laminado en caliente.
A continuación, se realiza un paso de laminado
en frío para la hoja de acero laminada en caliente. En el paso de
laminado en frío, la hoja de acero laminada en caliente se lamina en
frío a una hoja de acero laminada en frío. Se puede usar
cualesquiera condiciones de laminado en frío a condición de que
tales condiciones permitan la producción de hojas de acero laminadas
en frío con dimensiones y forma deseadas, y no se impone ninguna
restricción particular. La reducción del laminado en frío es
preferiblemente no menos que 40%. Con una reducción de menos de 40%,
apenas se produce recristalización uniforme durante el paso
posterior de recristalización/recocido.
Posteriormente, la hoja de acero laminada en
frío se somete al paso de recocido por recristalización para
convertir la hoja en una hoja de acero recocida laminada en frío. El
recocido por recristalización se realiza preferiblemente en una
línea de recocido continuo. En la presente invención, el recocido
por recristalización es un tratamiento por calor que incluye
calentar y mantener a temperatura la hoja laminada en frío en la
región de fase doble de ferrita y austenita en el rango de
temperatura entre el punto de transformación A_{C1} y el punto de
transformación A_{C3}, enfriar la hoja, y retener la hoja a una
temperatura en el rango de 300 a 500°C durante 30 a 1.200
segundos.
La temperatura de calentamiento y mantenimiento
para recocido por recristalización está preferiblemente dentro de la
región de fase doble en el rango de temperatura entre el punto de
transformación A_{C1} y el punto de transformación A_{C3}. La
temperatura de calentamiento y mantenimiento inferior al punto de
transformación A_{C1} da lugar a la formación de una sola fase de
ferrita. Por otra parte, una temperatura alta superior al punto de
transformación A_{C3} da lugar a engrosamiento de granos de
cristal, la formación de una sola fase de austenita, y un serio
deterioro de la formabilidad en prensa.
Después del tratamiento de calentamiento y
mantenimiento a temperatura, la hoja se enfrió desde la temperatura
de calentamiento y mantenimiento y se retuvo a una temperatura en el
rango de 300 a 500°C durante 30 a 1.200 segundos. El tratamiento de
calentamiento y mantenimiento a temperatura y el posterior
tratamiento de mantenimiento facilita la formación de una fase de
austenita retenida no inferior a 1%. Cuando la temperatura del
tratamiento de retención es inferior a 300°C, se forma la estructura
compuesta de ferrita y martensita. Por otra parte, un rango de
temperatura superior a 500°C da lugar a una estructura compuesta de
ferrita/bainita o una estructura compuesta de ferrita/perlita. En
estos casos, apenas se forma la austenita retenida.
Además, un tiempo de retención de menos de 30
segundos en el rango de temperatura de 300 a 500°C no puede dar
lugar a la formación de la estructura de austenita retenida. Además,
el tiempo de retención superior a 1.200 segundos no puede dar lugar
a la formación de la estructura de austenita retenida, pero da lugar
a una estructura compuesta de ferrita/bainita. Por lo tanto, el
tiempo de retención en la región de temperatura de 300 a 500°C está
preferiblemente en el rango de 30 a 1.200 segundos.
Por el recocido por recristalización se forma
una estructura compuesta de una fase de ferrita y una fase de
austenita retenida, por lo que se puede obtener un \DeltaTS alto
junto con alta ductilidad.
Después del laminado en caliente, se puede
aplicar laminado de temple con una tasa de reducción de no más de
10% para ajustes y otra corrección de forma y, control de aspereza
superficial.
La hoja de acero laminada en frío de la
invención se puede usar como una hoja de acero para procesado y como
una hoja de acero para tratamiento superficial. Los tratamientos
superficiales incluyen galvanizado (incluyendo aleación), estañado y
esmaltado. Después del galvanizado, la hoja de acero laminada en
frío de la presente invención se puede someter a un tratamiento
especial para mejorar la actividad a tratamiento químico,
soldabilidad, formabilidad en prensa, y resistencia a la
corrosión.
Ahora se describirá la hoja de acero galvanizada
por inmersión en caliente de la presente invención.
La hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente de la presente invención tiene una estructura compuesta
incluyendo una fase primaria que consta de una fase de ferrita y una
fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo fase
de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a
3%.
Obsérvese que el término "fase de martensita
templada" en la presente invención significa una fase producida
calentando una martensita en varillas. Es decir, la fase de
martensita templada todavía mantiene una estructura interna fina de
la martensita en varillas, después del calentamiento (temple).
Además, la fase de martensita templada se ablanda por calentamiento
(temple), tiene mejor deformabilidad en comparación con martensita,
y es efectiva para mejorar la ductilidad de la hoja de acero.
Obsérvese que el término "martensita en varillas" significa
martensita que consta de haces de cristales de martensita en forma
de chapa larga fina, que se pueden observar con un
microscopio
electrónico.
electrónico.
En la hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente de la presente invención, la relación total en volumen de
la fase de ferrita y la fase de martensita templada que funciona
como la fase primaria es preferiblemente no menos de 50%. Con una
relación total en volumen de la fase de ferrita y la fase templada
de menos de 50%, es difícil asegurar alta ductilidad y disminuye la
formabilidad en prensa. Cuando se requiere ductilidad mejorada
adicional, la relación total en volumen de la fase de ferrita y la
fase de martensita que funciona como la fase primaria es
preferiblemente no menos que 80%. Al objeto de hacer pleno uso de
las ventajas de la estructura compuesta, el total de la fase de
ferrita y la fase de martensita templada es preferiblemente no
superior a 98%. La fase de ferrita que constituye la fase primaria
ocupa preferiblemente no menos que 30% por volumen de toda la
estructura, y la fase de martensita templada ocupa preferiblemente
no menos que 20% por volumen de toda la estructura. Con una relación
en volumen de la fase de ferrita de menos de 30%, o con una relación
en volumen de la fase de martensita templada de menos de 20%, la
ductilidad no mejorará considerablemente.
La hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente de la presente invención contiene una fase de austenita
retenida como una fase secundaria con una relación en volumen no
inferior a 3% de toda la estructura. La fase secundaria puede ser
una sola fase de austenita retenida que tiene una relación en
volumen no inferior a 3%, o puede ser una mezcla de una fase de
austenita retenida de una relación en volumen no inferior a 1% y una
fase auxiliar (otra), por ejemplo, una fase de perlita, una fase de
bainita, y/o una fase de martensita.
Ahora se describirán las razones para limitar la
composición de la hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente de la presente invención.
\vskip1.000000\baselineskip
C: no más de 0,20%
C es un elemento que mejora la resistencia de
una hoja de acero y promueve la formación de una estructura
compuesta de una fase primaria incluyendo ferrita y martensita
templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida. En la
presente invención, desde el punto de vista de la formación de la
estructura compuesta, C está presente preferiblemente en una
cantidad no inferior a 0,01%. Un contenido de C superior a 0,20%
produce un aumento de contenido de carburo en el acero, dando lugar
a una disminución de ductilidad, y por lo tanto una disminución de
formabilidad en prensa. Un problema más serio es que un contenido de
C superior a 0,20% da lugar a notable deterioro de la soldabilidad
por puntos y la soldabilidad por arco. Por estas razones, en la
presente invención, el contenido de C se limita a no más de 0,20%.
Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de C es
preferiblemente no superior a 0,18%.
\newpage
\global\parskip0.920000\baselineskip
Si: no más de 2,0%
Si es un elemento de refuerzo útil que mejora la
resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de
ductilidad de la hoja de acero, y es necesario para obtener
austenita retenida. Estos efectos son especialmente notables a un
contenido de Si no inferior a 0,1% y por lo tanto, el contenido de
Si es preferiblemente no menos que 0,1%. Sin embargo, un contenido
de Si superior a 2,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en
prensa y se degrada la laminabilidad. Por lo tanto, el contenido de
Si se limita a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Mn: no más de 3,0%
Mn es un elemento útil que refuerza el acero y
evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está
presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son
especialmente notables a un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Sin
embargo, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro de
la formabilidad en prensa y soldabilidad. El contenido de Mn se
limita, por lo tanto, a no más de 3,0%. Más preferiblemente, el
contenido de Mn no es inferior a 1,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
P: no más de 0,10%
P refuerza el acero. En la presente invención, P
está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,005%
para asegurar la resistencia. Sin embargo, un contenido excesivo de
P superior a 0,10% produce deterioro de la formabilidad en prensa.
Por esta razón, en la presente invención, el contenido de P se
limita a no más de 0,10%. Cuando se requiere mejor formabilidad en
prensa, el contenido de P es preferiblemente no superior a
0,08%.
\vskip1.000000\baselineskip
S: no más de 0,02%
S es un elemento que está presente como
inclusiones en una hoja de acero y produce deterioro de la
ductilidad, la formabilidad, y en particular la formabilidad por
rebordeado por estiramiento de la hoja de acero, y deberá ser lo más
bajo posible. Un contenido de S reducido a no más de 0,02% no ejerce
mucho efecto adverso y por lo tanto el contenido de S se limita a no
más de 0,02% en la presente invención. Cuando se requiere excelente
formabilidad por rebordeado por estiramiento, el contenido de S es
preferiblemente no superior a 0,010%.
\vskip1.000000\baselineskip
Al: no más de 0,10%
Al es un elemento desoxidante de acero, y es
útil para mejorar la limpieza de acero. Además, Al es efectivo para
la formación de la austenita retenida. En la presente invención, el
contenido de Al es preferiblemente no menos que 0,01%. Sin embargo,
un contenido excesivo de Al superior a 0,30% no puede producir un
efecto mejorado adicional a causa de la saturación del efecto, y
produce deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de Al
se limita, por lo tanto, a no más de 0,30%. La presente invención
también incluye un proceso de fabricación de acero usando otros
desoxidantes, por ejemplo, Ti o Si, y hojas de acero producidas por
tales métodos de desoxidación también se incluyen en el alcance de
la presente invención. En este caso, la adición de Ca o REM a acero
fundido no deteriora de ningún modo las características de la hoja
de acero de la presente invención. Naturalmente, las hojas de acero
conteniendo Ca o REM quedan incluidas dentro del alcance de la
presente invención.
\vskip1.000000\baselineskip
N: no más de 0,02%
N es un elemento que incrementa la resistencia
de una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o
endurecimiento por deformación plástica, y está presente
preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,001%. Un contenido
de N superior a 0,02% produce un aumento del contenido de nitruro en
la hoja de acero, que produce serio deterioro de la ductilidad y de
la formabilidad en prensa. El contenido de N se limita, por lo
tanto, a no más de 0,02%. Cuando se requiere mejora adicional de la
formabilidad en prensa, el contenido de N es preferiblemente no
superior a 0,01%.
\vskip1.000000\baselineskip
Cu: 0,5 a 3,0%
Cu es un elemento que incrementa
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una
hoja de acero (aumento de la resistencia después de
predeformación/tratamiento por calor), y es el elemento más
importante en la presente invención. Con un contenido de Cu de menos
de 0,5%, no se puede obtener un aumento de resistencia a la tracción
\DeltaTS no inferior a 80 MPa cambiando la
predeformación/condiciones de tratamiento por calor. En la presente
invención, por lo tanto, Cu se deberá contener en una cantidad no
inferior a 0,5%. Sin embargo, con un contenido de Cu superior a 3,0%
el efecto se satura, dando lugar a efectos económicos desfavorables.
Además, se produce deterioro de la formabilidad en prensa, y se
degrada la calidad superficial de la hoja de acero. El contenido de
Cu se limita, por lo tanto, dentro del rango de 0,5 a 3,0%. Con el
fin de lograr simultáneamente un \DeltaTS más alto y excelente
formabilidad en prensa, el contenido de Cu está preferiblemente
dentro del rango de 1,0 a 2,5%.
\global\parskip0.990000\baselineskip
En la presente invención, es preferible que la
composición conteniendo Cu contenga además, en porcentaje en peso,
al menos uno de los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo A: Ni: no más de 2,0%
Grupo A: Ni es un elemento efectivo para evitar
defectos superficiales producidos por el Cu contenido en la hoja de
acero, y puede estar presente según sea preciso. El contenido de Ni
depende del contenido de Cu, y es preferiblemente aproximadamente la
mitad del contenido de Cu, más específicamente, dentro del rango de
aproximadamente 30 a aproximadamente 80% del contenido de Cu. Un
contenido de Ni superior a 2,0% no puede producir mejora adicional
del efecto a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a
desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en
prensa. Por estas razones, el contenido de Ni se limita
preferiblemente a no más de 2,0%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total
Grupo B: Cr y Mo refuerzan la hoja de acero,
como Mn, y se pueden contener según sea preciso. Sin embargo, si al
menos uno de Cr y Mo está presente en una cantidad superior a 2,0%
en total, se deteriora la formabilidad en prensa. El contenido total
de Cr y Mo se limita preferiblemente a no más de 2,0%. Desde el
punto de vista de la formabilidad en prensa, un contenido de Cr es
preferiblemente no menos que 0,1%, y un contenido de Mo es
preferiblemente no menos que 0,1%.
\vskip1.000000\baselineskip
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total
Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos formadores de
carburo y aumentan la resistencia por dispersión fina de carburos, y
se pueden seleccionar y contener según sea preciso. Sin embargo, si
el contenido total de al menos uno de Nb, Ti, y V excede de 0,2%, se
deteriora la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb,
Ti y V se limita preferiblemente a no más de 0,2%. Dicho efecto se
puede lograr a un contenido de Nb no inferior a 0,01%, a un
contenido de Ti no inferior a 0,01%, y a un contenido de V no
inferior a 0,01%.
En la presente invención, en lugar de Cu, al
menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr:
0,05 a 2,0%, Cr, y W: 0,05 a 2,0% puede estar presente en una
cantidad no superior a 2,0% en total.
Al menos uno seleccionado del grupo que consta
de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0% y W: 0,05 a 2,0%, en una
cantidad no superior a 2,0% en total.
En la presente invención, Mo, Cr, y W, así como
Cu, son los elementos más importantes, que aumentan
considerablemente el endurecimiento por deformación plástica
(aumento de la resistencia después de
predeformación/tratamien-
to por calor) de la hoja de acero. Cuando una hoja de acero conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W, y que tiene una estructura compuesta incluyendo una fase primaria de una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3% se somete a predeformación (predeformación) no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor (tratamiento por calor), la austenita retenida se transforma en martensita por transformación inducida por deformación. Posteriormente, la formación de precipitación de carburos finos inducida por la deformación a baja temperatura tiene lugar en la martensita, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de cada uno de estos elementos de menos de 0,05%, el cambio de la estructura de la hoja de acero y las condiciones de predeformación/tratamiento por calor no produce un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Por lo tanto, en la presente invención, cada uno de Mo, Cr, y W está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,05%. Si el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W excede de 2,0%, no cabe esperar un efecto mejorado adicional correspondiente al contenido como resultado de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y esto da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W se limita preferiblemente dentro del rango de 0,05 a 2,0%, y su contenido total se limita preferiblemente a no más de 2,0%.
to por calor) de la hoja de acero. Cuando una hoja de acero conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W, y que tiene una estructura compuesta incluyendo una fase primaria de una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3% se somete a predeformación (predeformación) no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor (tratamiento por calor), la austenita retenida se transforma en martensita por transformación inducida por deformación. Posteriormente, la formación de precipitación de carburos finos inducida por la deformación a baja temperatura tiene lugar en la martensita, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de cada uno de estos elementos de menos de 0,05%, el cambio de la estructura de la hoja de acero y las condiciones de predeformación/tratamiento por calor no produce un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Por lo tanto, en la presente invención, cada uno de Mo, Cr, y W está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,05%. Si el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W excede de 2,0%, no cabe esperar un efecto mejorado adicional correspondiente al contenido como resultado de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y esto da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W se limita preferiblemente dentro del rango de 0,05 a 2,0%, y su contenido total se limita preferiblemente a no más de 2,0%.
Dicha composición conteniendo al menos uno de
Mo, Cr, y W preferiblemente contiene además al menos uno de Nb, Ti,
y V en una cantidad no superior a 2,0% en total.
Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad
total no superior a 2,0%
Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo
y se pueden seleccionar y contener según sea preciso, cuando se
añade al menos uno de Mo, Cr, y W. Sin embargo, un contenido total
de Nb, Ti, y V superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad
en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti, y V se limita
preferiblemente a no más de 2,0%. Se añade al menos uno de Mo, Cr, y
W, se añaden al menos uno de Nb, Ti, y V, y la estructura se
transforma en una estructura compuesta de una fase primaria
incluyendo una fase de ferrita y una fase de martensita templada y
una fase secundaria conteniendo austenita retenida. Esto forma
carburos compuestos finos en martensita formada por transformación
inducida por deformación durante la predeformación/tratamiento por
calor, y tiene lugar precipitación de finos inducida por deformación
a baja temperatura, dando lugar a un aumento de resistencia a la
tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con el fin de obtener este
efecto, Nb, Ti, y V está presente preferiblemente en una cantidad no
inferior a 0,01% para Nb, en una cantidad no inferior a 0,01% para
Ti y en una cantidad no inferior a 0,01% para V, y al menos uno de
Nb, Ti, y V se pueden seleccionar y contener según sea preciso.
Aunque no se impone ninguna restricción
particular, aparte de dichos constituyentes, la composición puede
contener B: no más de 0,1%, Ca: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,1%,
y REM: no más de 0,1% sin ningún problema.
El equilibrio de la composición del acero es Fe
e impurezas incidentales. Las impurezas incidentales permisibles
incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de
0,01%, y Co: no más de 0,1%.
Ahora se describirá el método para fabricar la
hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente
invención.
La hoja de acero galvanizada por inmersión en
caliente se fabrica preferiblemente mediante un paso de
termotratamiento primario que consiste en calentar una hoja de acero
que tiene dicha composición a una temperatura no inferior al punto
de transformación AC1 y enfriar rápidamente la hoja de acero, un
paso de termotratamiento secundario que consiste en calentar la hoja
de acero a una temperatura de fase doble de ferrita/austenita dentro
del rango de punto de transformación A_{C1} al punto de
transformación A_{C3} en una línea continua de galvanización por
inmersión en caliente, y un paso de galvanización por inmersión en
caliente que consiste en formar una capa galvanizante de inmersión
en caliente en cada superficie de la hoja de acero.
En este proceso se puede usar preferiblemente
una hoja de acero laminada en caliente o una hoja de acero laminada
en frío. Ahora se describirá un método de fabricación preferido de
la hoja de acero usada, aunque el método no se limita a él en la
presente invención.
Se describirá un método adecuado para fabricar
la hoja de acero laminada en caliente usada como un sustrato
galvanizado.
Un material (plancha de acero) usado se fabrica
preferiblemente por un proceso de colada continuo para evitar la
macrosegregación de los constituyentes, pero se puede fabricar por
un proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada de plancha
fina. Un proceso convencional empleado en esta realización incluye
los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la plancha de
acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha.
Alternativamente, se puede aplicar un proceso de ahorro de energía
sin problema. Como el proceso de ahorro de energía son aplicables,
por ejemplo, un proceso de laminado directo de carga caliente que
consiste en cargar la plancha de acero caliente a un horno de
recalentamiento sin enfriarla, y un proceso de laminado directo que
consiste en laminar inmediatamente después de un tiempo corto de
mantenimiento de temperatura.
El material (plancha de acero) se calienta
primero y somete a un paso de laminado en caliente para formar una
hoja de acero laminada en caliente. Se puede emplear sin problema
condiciones conocidas de laminado en caliente a condición de que se
forme una hoja de acero laminada en caliente que tenga un grosor
deseado. Las condiciones preferibles para laminado en caliente son
las siguientes:
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Temperatura de recalentamiento de la plancha: no
inferior a 900°C
En el caso de una plancha de acero conteniendo
Cu, la temperatura de calentamiento de la plancha es preferiblemente
lo más baja posible para evitar defectos superficiales producidos
por Cu. Sin embargo, una temperatura de calentamiento inferior a
900°C produce un aumento de la carga de laminado, aumentando así el
peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente.
Considerando el aumento de la pérdida de incrustaciones producida
por oxidación acelerada, la temperatura de calentamiento de la
plancha es preferiblemente no superior a 1.300°C. Desde el punto de
vista de disminuir la temperatura de calentamiento de la plancha y
evitar la aparición de problemas durante el laminado en caliente, es
efectivo el uso del llamado calentador de llantones, que calienta un
llantón.
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura final de laminado de acabado: no
inferior a 700°C
A una temperatura final de acabado de laminado
FDT no inferior a 700°C es posible obtener una estructura uniforme
de hoja madre laminada en caliente que puede dar una excelente
formabilidad después del laminado en frío y recocido por
recristalización. Una temperatura final de laminado de acabado FDT
de menos de 700°C da lugar a una estructura no uniforme de la hoja
madre laminada en caliente y una carga de laminado más alta durante
el laminado en caliente, aumentando así el peligro de aparición de
problemas durante el laminado en caliente. Así, la FDT para el paso
de laminado en caliente es preferiblemente no inferior a 700°C.
\vskip1.000000\baselineskip
Temperatura de enfriamiento: no superior a
800°C
La temperatura de enfriamiento CT es
preferiblemente no superior a 800°C, y más preferiblemente no
inferior a 200°C. La CT superior a 800°C tiende a producir una
disminución del rendimiento como resultado de una mayor pérdida de
incrustaciones. Con una CT de menos de 200°C, se deteriora
seriamente la forma de hoja de acero, y hay un riesgo creciente de
aparición de inconvenientes en el uso práctico.
La hoja de acero laminada en caliente
adecuadamente aplicable en la presente invención se prepara
preferiblemente calentando la plancha a no menos de 900°C, laminando
en caliente la plancha calentada a una temperatura final de acabado
de laminado no inferior a 700°C, y enfriando la hoja laminada en
caliente a una temperatura de enfriamiento no inferior a 800°C, y
preferiblemente no inferior a 200°C.
En dicho paso de laminado en caliente, todo o
parte del laminado de acabado puede ser laminado por lubricación,
que reduce la carga de laminado durante el laminado en caliente. El
laminado por lubricación es efectivo también desde el punto de vista
de lograr una hoja de acero de forma uniforme y una calidad uniforme
del material. El coeficiente de rozamiento en el laminado por
lubricación está preferiblemente dentro del rango de 0,25 a 0,10. Es
deseable conectar llantones contiguos entre sí para realizar un
proceso continuo de laminado continuo. La aplicación del proceso de
laminado continuo es deseable también desde el punto de vista de
estabilidad operativa de laminado en caliente.
La hoja laminada en caliente con incrustaciones
puede ser recocida para formar una capa de óxido interna en la
superficie de la hoja de acero. La capa de óxido interna, que evita
la concentración de Si, Mn, y P en la superficie, mejora la
capacidad de galvanización por inmersión en caliente.
La hoja laminada en caliente fabricada por dicho
método puede ser usada como una hoja original para chapado.
Alternativamente, la hoja laminada en caliente puede ser laminada en
frío para formar una hoja laminada en frío usada como una hoja
original para chapado.
En el paso de laminado en frío, se puede usar
cualquier condición de laminado en frío sin restricción especial a
condición de que tal condición permita la producción de hojas de
acero laminadas en frío con las dimensiones y formas deseadas. La
reducción del laminado en frío es preferiblemente no inferior a 40%.
Una reducción de menos de 40% inhibe la recristalización uniforme
durante el posterior tratamiento primario por calor.
En la presente invención, dicha hoja de acero
(hoja laminada en caliente o hoja laminada en frío) se somete a un
paso de termotratamiento primario incluyendo calentar a una
temperatura no inferior al punto de transformación A_{C1} y
enfriamiento rápido.
Al calentar en el tratamiento primario por
calor, la hoja de acero se mantiene preferiblemente a una
temperatura no inferior al punto de transformación A_{C1}, más
preferiblemente no inferior a (punto de transformación A_{C3} -
50°C), y muy preferiblemente no inferior al punto de transformación
A_{C3}. Después del calentamiento, la hoja de acero se enfría
preferiblemente rápidamente a una temperatura no superior al punto
Ms a una tasa de enfriamiento no inferior a 10°C/segundo. Durante el
paso de termotratamiento primario, se produce martensita en varillas
en la hoja de acero. En la presente invención, el punto más
importante es formar martensita en varillas durante el paso de
termotratamiento primario. A no ser que se forme la martensita en
varillas en la hoja de acero, es difícil formar una fase secundaria
conteniendo austenita retenida en los pasos posteriores.
Cuando una hoja de acero laminada en caliente,
sometida a laminado en caliente final a una temperatura no inferior
a (punto de transformación A_{r3} - 50°C), se usa como una hoja
original para chapado, el paso de termotratamiento primario puede
ser sustituido por enfriar rápidamente la hoja de acero a una
temperatura no inferior al punto Ms a una tasa de enfriamiento no
inferior a 10°C/segundo durante el enfriamiento después del laminado
en caliente final.
Entonces, la hoja de acero conteniendo
martensita en varillas formada durante el tratamiento primario por
calor antes descrito se somete a un paso de termotratamiento
secundario para calentar y mantener a una temperatura en el rango de
punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3}
en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente.
Durante el paso de termotratamiento secundario, la martensita en
varillas formada durante el paso de termotratamiento primario se
cambia a martensita templada, y una parte de la estructura se
transforma en austenita para formación de austenita retenida.
Una temperatura de calentamiento y mantenimiento
inferior al punto de transformación A_{C1} en el paso de
termotratamiento secundario no puede formar austenita retenida. Una
temperatura de calentamiento y mantenimiento superior al punto de
transformación A_{C3} produce retransformación de toda la
estructura de la hoja de acero a austenita, por lo que desaparece la
martensita templada. Por estas razones, la temperatura de
calentamiento y mantenimiento en el trata-
miento secundario por calor está dentro del rango del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3}.
miento secundario por calor está dentro del rango del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3}.
Entonces, la hoja de acero calentada y mantenida
a una temperatura en el rango del punto de transformación A_{C1}
al punto de transformación A_{C3} en el segundo paso de
tratamiento por calor se enfría preferiblemente a una temperatura no
superior a 500°C a una tasa de enfriamiento de 5°C/segundo o más,
desde el punto de vista de formar austenita retenida. Esto puede
lograr una estructura compuesta de una fase primaria conteniendo una
fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase
secundaria conteniendo austenita retenida en la hoja de acero.
La hoja de acero después del tratamiento
secundario por calor se somete posteriormente a un paso de
tratamiento de galvanización por inmersión en caliente en una línea
continua de galvanización por inmersión en caliente.
El tratamiento de galvanización por inmersión en
caliente se puede realizar en condiciones de tratamiento
(temperatura del baño de galvanizado: 450 a 500°C) usadas en un
línea continua usual de galvanización por inmersión en caliente sin
restricción especial. Dado que el galvanizado a una temperatura
excesivamente alta da lugar a pobre laminabilidad, el galvanizado se
realiza preferiblemente a una temperatura no superior a 500°C. El
galvanizado a una temperatura inferior a 450°C produce deterioro de
laminabilidad. Desde el punto de vista de formar martensita, la tasa
de enfriamiento de la temperatura de galvanización por inmersión en
caliente a 300°C es preferiblemente no inferior a 5°C/segundo.
Al objeto de ajustar el peso galvanizado según
sea preciso después de galvanizado, se puede realizar lavado.
Después del tratamiento de galvanización por
inmersión en caliente se puede aplicar un tratamiento de aleación de
una capa galvanizante. El tratamiento de aleación se realiza
preferiblemente recalentando la hoja chapada a una temperatura en el
rango de 450 a 500°C después del tratamiento de galvanización por
inmersión en caliente. A una temperatura de tratamiento de aleación
inferior a 450°C, la aleación se decelera, dando lugar a baja
productividad. Por otra parte, una temperatura de tratamiento de
aleación superior a 550°C produce deterioro de laminabilidad, hace
difícil asegurar la cantidad requerida de austenita retenida, y
disminuye la ductilidad de la hoja de acero.
Después del tratamiento de aleación, la hoja se
enfría preferiblemente a 300°C a una tasa de enfriamiento no
inferior a 5°C/segundo. Una tasa de enfriamiento sumamente baja
después del tratamiento de aleación hace difícil formar la cantidad
requerida de austenita retenida.
En la presente invención, el tratamiento de
decapado para quitar una capa superficial concentrada de los
constituyentes formados en la superficie de la hoja de acero durante
el paso de termotratamiento primario se realiza preferiblemente
entre el paso de termotratamiento primario y el paso de
galvanización por inmersión en caliente, para la mejora de
laminabilidad. Por el tratamiento primario por calor, P y óxidos de
Si, Mn, Cr, etc, se concentran en la superficie de acero formando
una capa superficial concentrada. Para mejorar laminabilidad
conviene quitar esta capa superficial concentrada mediante decapado
y realizar posteriormente recocido en una atmósfera reductora en la
línea continua de galvanización por inmersión en caliente.
Después de la galvanización por inmersión en
caliente o el paso de tratamiento de aleación, se puede aplicar un
paso de laminado de temple con una reducción de no más de 10% para
ajustes tal como corrección de forma y ajuste de la aspereza
superficial.
A la hoja de acero de la presente invención se
le puede aplicar cualquier tratamiento especial después de la
galvanización por inmersión en caliente, para mejorar la capacidad
de tratamiento químico, la soldabilidad, la formabilidad en prensa,
y la resistencia a la corrosión.
Ejemplo
1
Se hicieron aceros fundidos de las composiciones
expuestas en la tabla 1 en un convertidor y colaron a planchas de
acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas
de acero se recalentó y laminó en caliente en las condiciones
expuestas en la tabla 2 a un fleje de acero laminado en caliente
(hoja laminada en caliente) de un grosor de 2,0 mm. La hoja laminada
en caliente se laminó por temple a una reducción de 1,0%.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se determinaron la microstructura, propiedades
de tracción, templabilidad por deformación plástica, y propiedad de
expansión de agujeros del fleje de acero laminado en caliente
resultante (hoja de acero laminada en caliente). La formabilidad en
prensa se evaluó en términos de elongación El (ductilidad),
equilibrio TS x El y relación de expansión de agujeros \lambda.
Los métodos de prueba fueron los siguientes.
Se muestreó una pieza de prueba de cada hoja
laminada en caliente resultante, y se observó la microstructura de
la sección transversal (sección C) perpendicular a la dirección de
laminación de la hoja de acero con un microscopio óptico y un
microscopio electrónico de exploración. Las relaciones de volumen de
la fase de ferrita, la fase de bainita, y la fase de martensita en
la hoja de acero se determinaron con un analizador de imágenes
usando una fotografía de la estructura en sección transversal a una
ampliación de 1.000. Las relaciones de volumen de la fase de
austenita retenida se determinaron puliendo la hoja de acero al
plano central en la dirección del grosor, y midiendo las
intensidades de rayos X de difracción en el plano central. Se usaron
rayos \alpha Mo como rayos X incidentes, se determinaron las
relaciones de las intensidades de los rayos X de difracción de los
planos {200}, {220} y {311} de la fase de austenita retenida a las
intensidades de los rayos X de difracción de los planos {110}, {200}
y {211} de la fase de ferrita, respectivamente, y la relación en
volumen de la austenita retenida se determinó a partir de la media
de estas relaciones.
Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS
número 5 de las hojas laminadas en caliente resultantes, y se
realizó una prueba de tracción según JIS Z 2241 para determinar el
límite de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS, y la
elongación El.
Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 en
la dirección de laminación de las hojas de acero laminadas en
caliente resultantes. Se aplicó una deformación plástica de 5% como
una predeformación (predeformación por tracción). Después de un
tratamiento por calor a 250°C durante 20 minutos, se realizó una
prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción
(tensión de fluencia YS_{TH} y resistencia a la tracción
TS_{HT}) y a calcular \DeltaYS = YS_{TH} - YS, y \DeltaTS =
TS_{HT} - TS, donde YS_{TH} y TS_{HT} eran la tensión de
fluencia y la resistencia a la tracción después de la
predeformación/tratamiento por calor, y YS y TS eran la tensión de
fluencia y la resistencia a la tracción de las hojas de acero
laminadas en caliente.
Se formó un agujero punzonando una pieza de
prueba muestreada de la hoja laminada en caliente resultante según
la Norma de la Federación Japonesa del Hierro y del Acero (JFS T
1001-1996) con un punzón de 10 mm de diámetro.
Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que
tenía un ángulo vertical de 60° de modo que se produjesen rebabas
por fuera hasta fisuras que pasasen a través de la forma de grosor,
determinando por ello la relación de expansión de agujeros
\lambda. La relación de expansión de agujeros \lambda se calculó
con la fórmula: \lambda (%) = {(d - d_{0})/d_{0}} x 100, donde
d_{0} es diámetro inicial del agujero (diámetro del punzón), y d
es diámetro del agujero interior a la aparición de fisuras.
Los resultados se exponen en la tabla 3.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
muestran una alta elongación El, un alto equilibrio de
resistencia/ductilidad (TS x El), y una alta relación de expansión
de agujeros \lambda, que sugieren excelente formabilidad por
rebordeado por estiramiento. Además, todos los ejemplos según la
presente invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere
que estas muestras tenían excelente templabilidad por deformación
plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del
alcance de la presente invención sugieren que las muestras tienen
una elongación El baja, una pequeña relación de expansión de
agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en
prensa y templabilidad por deformación plástica.
Ejemplo
2
Se hicieron aceros fundidos de las composiciones
expuestas en la tabla 4 en un convertidor y colaron a planchas de
acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas
de acero se recalentó y laminó en caliente en las condiciones
expuestas en la tabla 5 a un fleje de acero laminado en caliente
(hoja laminada en caliente) que tenía un grosor de 2,0 mm. El fleje
de acero laminado en caliente se templó-laminó a una reducción de
1,0%.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se determinaron la microstructura, las
propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica,
y la relación de expansión de agujeros del fleje de acero laminado
en caliente resultante (hoja de acero laminada en caliente) como en
el ejemplo 1. La formabilidad en prensa se evaluó en términos de
elongación El (ductilidad), equilibrio TS x El y la relación de
expansión de agujeros \lambda.
Los resultados obtenidos se exponen en la tabla
6.
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\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
mostraron una alta elongación El, un alto equilibrio de
resistencia-ductilidad (TS x El) con excelente
formabilidad en prensa, y mostraron además un \DeltaTS muy grande,
que sugiere que estas muestras tenían excelente templabilidad por
deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos
fuera del alcance de la presente invención sugieren que las muestras
tenían una elongación baja El, un \DeltaTS baja, y menor
formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.
Ejemplo
3
Se hicieron aceros fundidos de la composición
expuesta en la tabla 7 en un convertidor y colaron a planchas de
acero por un proceso de colada continuo. Posteriormente, cada una de
estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente
en un paso de laminado en caliente a una temperatura final de
acabado de laminado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de
600°C a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en
caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de
acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a
un paso de laminado en frío consistente en el decapado y laminado en
frío a un fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) de
un grosor de 1,2 mm. A continuación, el fleje de acero laminado en
frío (hoja laminada en frío) se sometió al paso de recocido por
recristalización incluyendo tratamiento de calentamiento y
mantenimiento a temperatura y un tratamiento de retención posterior
en las condiciones expuestas en la tabla 8 en la línea de recocido
continuo para obtener hoja recocida laminada en frío. El fleje de
acero resultante (hoja recocida laminada en frío) se templó-laminó
más a una reducción de 0,8%.
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\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
Se muestreó una pieza de prueba del fleje de
acero resultante, y se investigaron la microstructura, propiedades
de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la
propiedad de expansión de agujeros, como en el ejemplo 1. La
formabilidad en prensa se evaluó en términos de la elongación El
(ductilidad), equilibrio de resistencia-elongación
TS x El, y la relación de expansión de agujeros, como en el ejemplo
1.
Se muestreó una pieza de prueba de cada hoja de
acero resultante, y se observó la microstructura de la sección
transversal (sección L) en la dirección de laminación de la hoja de
acero con un microscopio óptico y un microscopio electrónico de
exploración. Las relaciones de volumen de las fases de ferrita,
bainita, y martensita en la hoja de acero se determinaron, como en
el ejemplo 1, por análisis de imágenes usando una fotografía de la
estructura en sección transversal a una ampliación de 1.000. La
cantidad de la austenita retenida se determinó, como en el ejemplo
1, puliendo la hoja de acero al plano central en la dirección del
grosor y midiendo las intensidades de rayos X de difracción en el
plano central. Los rayos X incidente, los planos de la fase de
ferrita, y los planos de austenita retenida usados eran los mismos
que los del ejemplo 1.
Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS
número 5 de los flejes de acero resultantes en la dirección
perpendicular a la dirección de laminación, y se realizó una prueba
de tracción, como en el ejemplo 1, según JIS Z 2241 para determinar
el límite de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS, y la
elongación El.
Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 en
la dirección perpendicular a la dirección de laminación de los
flejes de acero resultantes (hojas recocidas laminadas en frío). Se
aplicó una deformación plástica de 5% como una predeformación
(predeformación por tracción), como en el ejemplo 1. Después de un
tratamiento por calor en 250°C durante 20 minutos, se realizó una
prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción
(tensión de fluencia YS_{HT}, y resistencia a la tracción
TS_{HT}) y a calcular \DeltaYS = YS_{HT} - YS, y \DeltaTS =
TS_{HT} - TS, donde YS_{HT} y TS_{HT} eran la tensión de
fluencia y la resistencia a la tracción después de la
predeformación-tratamiento por calor, y YS y TS eran
la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción de los flejes
de acero (hojas recocidas laminadas en frío).
Se formó un agujero punzonando una pieza de
prueba muestreada del fleje de acero resultante según la Norma de la
Federación Japonesa del Hierro y del Acero JFS T
1001-1996 con un punzón que tenía un diámetro de 10
mm. Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que
tenía un ángulo vertical de 60° de modo se produjesen rebabas por
fuera hasta que las fisuras pasasen a través del grosor formar,
determinando por ello la relación de expansión de agujeros
\lambda, como en el ejemplo 1.
Los resultados se exponen en la tabla 9.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
son hojas de acero laminadas en frío que tienen una alta elongación
El, un alto equilibrio de resistencia-elongación TS
x El, una alta relación de expansión de agujeros \lambda, y
excelente formabilidad en prensa incluyendo formabilidad por
rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos según la presente
invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las
muestras tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En
contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la
presente invención sugieren que las muestras tienen una elongación
baja El, un TS x El bajo, una pequeña relación de expansión de
agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en
prensa y templabilidad por deformación plástica.
Ejemplo
4
Se hicieron aceros fundidos que tenían las
composiciones expuestas en la tabla 10 en un convertidor y colaron a
planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de
estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente
por un paso de laminado en caliente con una temperatura final de
laminado de acabado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de
600°C a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en
caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de
acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a
un paso de laminado en frío consistente en decapar y laminar en frío
a un fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) que
tenía un grosor de 1,2 mm. A continuación, el fleje de acero
laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió a paso de
recocido por recristalización incluyendo un tratamiento de
calentamiento y mantenimiento a temperatura y un tratamiento de
retención posterior en las condiciones expuestas en la tabla 11 en
una línea de recocido continuo para obtener hoja recocida laminada
en frío. El fleje de acero resultante (hoja recocida laminada en
frío) se templó-laminó más a una reducción de 0,8%.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se muestreó una pieza de prueba del fleje de
acero resultante, y se investigaron la microstructura, las
propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica,
y la propiedad de expansión de agujeros, como en el ejemplo 3.
Los resultados se exponen en la tabla 12.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
muestran una alta elongación El, un alto equilibrio de
resistencia-ductilidad TS x El, y una alta relación
de expansión de agujeros \lambda, que sugiere que las muestras
tienen excelente formabilidad en prensa incluyendo formabilidad por
rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos según la presente
invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las
muestras tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En
contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la
presente invención sugieren que las muestras tienen una elongación
baja El, un TS x El bajo, una pequeña relación de expansión de
agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en
prensa y templabilidad por deformación plástica.
Ejemplo
5
Se hicieron aceros fundidos de las composiciones
expuestas en la tabla 13 en un convertidor y colaron a planchas de
acero por un proceso de colada continuo. Estas planchas se laminaron
en caliente en las condiciones expuestas en la tabla 14 a flejes de
acero laminados en caliente (hojas laminadas en caliente).
Después del decapado, cada de estos flejes de
acero laminados en caliente (hojas laminadas en caliente) se sometió
a un paso de termotratamiento primario en una línea de recocido
continuo (CAL) en las condiciones expuestas en la tabla 14 y un paso
de termotratamiento secundario en una línea continua de
galvanización por inmersión en caliente (CGL) en las condiciones
expuestas en la tabla 14. Posteriormente, la hoja se sometió a un
paso de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente de
realizar una galvanización por inmersión en caliente que forma una
capa galvanizante de inmersión en caliente en las superficies de la
hoja de acero. Posteriormente, se aplicó un paso de tratamiento de
aleación consistente en alear la capa galvanizante de inmersión en
caliente en las condiciones expuestas en la tabla 14. Algunas hojas
de acero se dejaron galvanizadas por inmersión en caliente.
Después de decapado adicional, el fleje de acero
laminado en caliente (hoja laminada en caliente) obtenido por dicho
laminado en caliente se sometió a un paso de laminado en frío en las
condiciones expuestas en la tabla 14 a un fleje de acero laminado en
frío (hoja laminada en frío). Posteriormente, el fleje de acero
laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió a un paso de
termotratamiento primario en una línea de recocido continuo (CAL) en
las condiciones expuestas en la tabla 14. Después de un paso de
termotratamiento secundario en la línea continua de galvanización
por inmersión en caliente (CGL) en las condiciones expuestas en la
tabla 14, se realizó un paso de tratamiento de galvanización por
inmersión en caliente. Posteriormente, se realizó un paso de
tratamiento de aleación en las condiciones expuestas en la tabla 14.
Algunas hojas de acero se dejaron galvanizadas por inmersión en
caliente.
Antes del paso de termotratamiento secundario en
la línea continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL),
algunas hojas de acero después del paso de termotratamiento primario
se sometieron a un tratamiento de decapado expuesto en la tabla 14.
El tratamiento de decapado se realizó en un baño de decapado en el
lado de entrada del CGL.
La temperatura del baño de galvanizado estaba
dentro del rango de 460 a 480°C, y la temperatura de la hoja de
acero a sumergir estaba dentro del rango de la temperatura del baño
de galvanizado a (temperatura del baño + 10°C). En el tratamiento de
aleación, la hoja se recalentó dentro del rango de temperatura de
480 a 540°C, y mantuvo a la temperatura durante 15 a 28 segundos. La
tasa de enfriamiento después del tratamiento de aleación era
10°C/segundo. La hoja de acero chapada se templó-laminó más a una
reducción de 1,0%.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se determinaron la microstructura, las
propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica,
y la relación de expansión de agujeros de la hoja de acero
galvanizada por inmersión en caliente (fleje de acero) obtenida a
través de dichos pasos, como en el ejemplo 1. La formabilidad en
prensa se evaluó en términos de elongación El (ductilidad), y
relación de expansión de agujeros.
La microstructura de la sección transversal
(sección L) en la dirección de laminación de la hoja de acero se
observó con un microscopio óptico y un microscopio electrónico de
exploración. Las relaciones de volumen de la fase de ferrita, fase
de martensita en varillas, fase de martensita templada, y fase de
martensita se determinaron, como en el ejemplo 1, por análisis de
imágenes usando una fotografía de estructura en sección transversal
a una ampliación de 1.000. La cantidad de austenita retenida se
determinó, como en el ejemplo 1, puliendo la hoja de acero al plano
central en la dirección del grosor y midiendo las intensidades de
rayos X de difracción en el plano central. El rayo X incidente, los
planos de la fase de ferrita, y los planos de austenita retenida
usados eran los mismos que los del ejemplo 1.
Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS
número 5 de los flejes de acero resultantes en la dirección
perpendicular a la dirección de laminación, y se realizó una prueba
de tracción según JIS Z 2241 para determinar el límite de fluencia
YS, la resistencia a la tracción TS, y la elongación El, como en el
ejemplo 1.
Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 de
los flejes de acero resultantes en la dirección perpendicular a la
dirección de laminación, y se aplicó una deformación plástica de 5%
como una predeformación (predeformación por tracción), como en el
ejemplo 1. Después de un tratamiento por calor en 250°C durante 20
minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las
propiedades de tracción (tensión de fluencia YS_{TH}, y
resistencia a la tracción TS_{HT}) y calcular \DeltaYS =
YS_{TH} - YS, y \DeltaTS = TS_{HT} - TS, donde YS_{TH} y
TS_{HT} eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción
después de la predeformación-tratamiento por calor,
y YS y TS eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción
de los flejes de acero.
Se formó un agujero punzonando una pieza de
prueba muestreada del fleje de acero resultante según la Norma de la
Federación Japonesa del Hierro y del Acero JFS T
1001-1996 con un punzón que tenía un diámetro de 10
mm. Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que
tenía un ángulo vertical de 60°C de modo que se produjesen rebabas
por fuera hasta que las fisuras pasasen a través de la forma de
grosor, determinando por ello la relación de expansión de agujeros
\lambda, como en el ejemplo 1.
Los resultados se exponen en la tabla 15.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
muestran una alta elongación El y una alta relación de expansión de
agujeros \lambda, que sugiere que las muestras son hojas de acero
galvanizadas de inmersión en caliente que tienen una excelente
formabilidad por rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos
según la presente invención mostraron un \DeltaTS muy grande, que
sugiere que las muestras son hojas de acero que tienen excelente
templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los
ejemplos comparativos fuera del alcance de la invención sugieren que
las muestras son hojas de acero que tienen una elongación baja El,
una pequeña relación de expansión de agujeros \lambda, un
\DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por
deformación plástica.
Ejemplo
6
Se hicieron aceros fundidos que tenían las
composiciones expuestas en la tabla 16 en un convertidor y colaron a
planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de
estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente
por un paso de laminado en caliente con una temperatura final de
laminado de acabado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de
600°C a fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en
caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de
acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a
un paso de laminado en frío consistente en decapar y laminar en frío
a fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) que tenía
un grosor de 1,2 mm. Posteriormente, el fleje de acero laminado en
frío (hoja laminada en frío) se sometió a un paso de
termotratamiento primario en una línea de recocido continuo (CAL) en
las condiciones expuestas en la tabla 17. Posteriormente, la hoja se
sometió a un paso de termotratamiento secundario en una línea
continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL) en las
condiciones expuestas en la tabla 17 y después se sometió a un paso
de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente para
formar una capa galvanizante de inmersión en caliente en las
superficies de la hoja de acero. Además, se aplicó un paso de
tratamiento de aleación en las condiciones expuestas en la figura
17. La tasa de enfriamiento después del tratamiento de aleación era
10°C/segundo. Algunos flejes de acero (hojas de acero) se dejaron
como galvanizados por inmersión en caliente.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
\newpage
Se muestreó una pieza del fleje de acero
galvanizado por inmersión en caliente resultante, y se investigaron
la microstructura, las propiedades de tracción, la templabilidad por
deformación plástica, y la propiedad de expansión de agujeros, como
en el ejemplo 5.
Los resultados se exponen en la tabla 18.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Todos los ejemplos según la presente invención
muestran una alta elongación El y una alta relación de expansión de
agujeros \lambda, que sugiere que los ejemplos son hojas de acero
galvanizadas de inmersión en caliente que tienen excelente
formabilidad en prensa. Además, todos los ejemplos según la presente
invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las
muestras son hojas de acero que tienen excelente templabilidad por
deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos
fuera del alcance de la invención sugieren que las muestras son
hojas de acero que tienen una elongación baja El, una \lambda
baja, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y
templabilidad por deformación plástica.
Según la presente invención, es posible fabricar
establemente hojas de acero (hojas de acero laminadas en caliente,
hojas de acero laminadas en frío y hojas de acero galvanizadas de
inmersión en caliente) en las que la resistencia a la tracción se
incrementa considerablemente mediante un tratamiento por calor
aplicado después de la formación en prensa manteniendo al mismo
tiempo excelente formabilidad en prensa, que produce efectos
notables desde el punto de vista industrial. Al aplicar una hoja de
acero de la presente invención a piezas de automóviles, se obtienen
las ventajas de fácil formación en prensa, propiedades altas y
estables de las piezas después de la terminación, y suficiente
contribución a la reducción de peso de la carrocería de
automóvil.
Claims (18)
1. Una hoja de acero de alta ductilidad de
excelente formabilidad en prensa y templabilidad por deformación
plástica representada por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa,
incluyendo una estructura compuesta conteniendo una fase primaria
conteniendo una fase de ferrita y fase secundaria conteniendo una
fase de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a
3%, donde dicha hoja de acero tiene una composición incluyendo, en
porcentaje en peso:
C: No más de 0,20%;
Si: 1,0 a 3,0%:
Mn: no más de 3,0%;
P: No más de 0,10%;
S: No más de 0,02%;
Al: No más de 0,30%;
N: No más de 0,02%; y
además
Cu: 0,5 a 3,0%; y opcionalmente al menos uno de
los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total;
o
al menos uno de:
Mo: 0,05 a 2,0%:
Cr: 0,05 a 2,0%: y
W: 0,05 a 2,0%,
no más de 2,0% en total; opcionalmente al menos
uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total,
opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de
0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,
donde el equilibrio es Fe e impurezas
incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más
de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de
0,1%.
2. Una hoja de acero de alta ductilidad según la
reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero
laminada en caliente, y la fase primaria conteniendo la fase de
ferrita es una fase de ferrita.
3. Una hoja de acero de alta ductilidad según la
reivindicación 2, donde la hoja de acero laminada en caliente tiene
un contenido de C de 0,05 a 0,20%.
4. Un método para fabricar una hoja de acero
laminada en caliente de alta ductilidad, de excelente formabilidad
en prensa y en templabilidad por deformación plástica representada
por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa, incluyendo los pasos
de:
laminar en caliente una plancha de acero que
tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso:
C: No más de 0,20%:
Si: 1,0 a 3,0%:
Mn: No más de 3,0%:
P: No más de 0,10%;
S: No más de 0,02%:
Al: No más de 0,30%:
N: No más de 0,02%: y
además:
Cu: 0,5 a 3,0%: y opcionalmente al menos uno de
los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total;
o:
al menos uno de:
Mo: 0,05 a 2,0%;
Cr: 0,05 a 2,0%: y
W: 0,05 a 2,0%,
no más de 2,0% en total; opcionalmente al menos
uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total,
opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de
0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,
donde el equilibrio es Fe e impurezas
incidentales donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de
0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1%,
a una hoja de acero laminada en caliente que tiene un grosor
preestablecido, incluyendo el paso de laminado en caliente laminado
de acabado a una temperatura final de acabado de laminado de 780 a
980°C;
enfriar la hoja de acero laminada acabada a una
temperatura en el rango de 620 a 780°C dentro de 2 segundos a una
tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo;
mantener la hoja a la temperatura en el rango de
620 a 780°C durante 1 a 10 segundos, o enfriar lentamente la hoja a
una tasa de enfriamiento de no más de 20°C/segundo;
enfriar la hoja a una tasa de enfriamiento no
inferior a 50°C/segundo a una temperatura de 300 a 500°C; y enfriar
la hoja.
5. Un método para fabricar una hoja de acero
laminada en caliente de alta ductilidad según la reivindicación 4,
donde la plancha de acero tiene contenido de C de 0,05 a 0,20%.
6. Método para fabricar una hoja de acero
laminada en caliente de alta ductilidad según cualquiera de las
reivindicaciones 4 a 5, donde todo o parte del laminado de acabado
es laminado por lubricación.
7. Hoja de acero de alta ductilidad según la
reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero
laminada en frío, y la fase primaria conteniendo la fase de ferrita
es una fase de ferrita.
8. Método para fabricar una hoja de acero
laminada en frío de alta ductilidad, de excelente formabilidad en
prensa y templabilidad por deformación plástica típicamente
representada por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa,
incluyendo:
un paso de laminación en caliente que consiste
en laminar en caliente una plancha de acero que tiene una
composición conteniendo, en porcentaje en peso:
C: No más de 0,20%;
Si: 1,0 a 3,0%;
Mn: no más de 3,0%;
P: No más de 0,10%;
S: No más de 0,02%;
Al: No más de 0,30%;
N: No más de 0,02%; y
además:
Cu: 0,5 a 3,0%; y opcionalmente al menos uno de
los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%:
Grupo B: Al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total; y
Grupo C: Al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total;
o:
al menos uno de:
Mo: 0,05 a 2,0%;
Cr: 0,05 a 2,0%; y
W: 0,05 a 2,0%,
no más de 2,0% en total; opcionalmente al menos
uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total,
opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de
0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,
donde el equilibrio es Fe e impurezas
incidentales donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de
0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1%
como un material para formar una hoja de acero laminada en
caliente;
un paso de laminado en frío que consiste en
laminar en frío la hoja de acero laminada en caliente a una hoja de
acero laminada en frío; y
un paso de recocido por recristalización que
consiste en aplicar recocido por recristalización a la hoja de acero
laminada en frío a una hoja de acero recocida laminada en frío,
incluyendo el paso de recocido por recristalización un
termotratamiento que consiste en calentar e mantener la temperatura
de la hoja de acero en una región de fase doble de ferrita/austenita
dentro de un rango de temperatura del punto de transformación de
A_{C1} al punto de transformación A_{C3,} enfriar la hoja, y
retener la hoja en la región de temperatura de 300 a 500°C durante
30 a 1.200
segundos.
segundos.
9. Un método para fabricar una hoja de acero
laminada en frío de alta ductilidad según la reivindicación 8, donde
el paso de laminado en caliente incluye calentar la plancha de acero
a una temperatura no inferior a 900°C, laminar la plancha a una
temperatura final de acabado de laminado no inferior a 700°C, y
enfriar la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura de
enfriamiento no superior a 800°C.
10. Un método para fabricar una hoja de acero
laminada en frío según cualquiera de las reivindicaciones 8 a 9,
donde todo o parte del laminado en caliente es laminado por
lubricación.
11. Una hoja de acero galvanizado de inmersión
en caliente y alta ductilidad incluyendo una capa galvanizante de
inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada de inmersión en
caliente formada en la superficie de la hoja de acero de alta
ductilidad según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3.
12. Una hoja de acero galvanizado de inmersión
en caliente y alta ductilidad incluyendo una capa galvanizante de
inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada de inmersión en
caliente formada en la superficie de la hoja de acero de alta
ductilidad según la reivindicación 7.
13. Una hoja de acero de alta ductilidad según
la reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero
galvanizada por inmersión en caliente que tiene una capa
galvanizante de inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada
de inmersión en caliente formada en una superficie de la hoja de
acero, y la fase primaria conteniendo una fase de ferrita incluye
una fase de ferrita y una fase de martensita templada, y el
contenido de Si es 2,0% o
menos.
menos.
14. Un método de fabricar una hoja de acero
galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad de excelente
formabilidad en prensa y en templabilidad por deformación plástica
típicamente representado por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa,
incluyendo:
un paso de termotratamiento primario que
consiste en calentar una hoja de acero a una temperatura no inferior
al punto de transformación A_{C1} y enfriar rápidamente la hoja de
acero, teniendo la hoja de acero una composición que contiene, en
porcentaje en peso:
C: No más de 0,20%;
Si: No más de 2,0%: Mn: no más de 3,0%;
P: No más de 0,10%;
S: No más de 0,02%:
Al: No más de 0,30%;
N: No más de 0,02%; y
además:
Cu: 0,5 a 3,0%: y opcionalmente al menos uno de
los grupos siguientes A a C:
Grupo A: Ni: no más de 2,0%;
Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0%
en total: y
Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de
0,2% en total,
o:
al menos uno de;
Mo: 0,05 a 2,0%;
Cr: 0,05 a 2,0%; y
W: 0,05 a 2,0%,
no más de 2,0% en total: opcionalmente al menos
uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total,
opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de
0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,
donde el equilibrio es Fe e impurezas
incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más
de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de
0,1%;
un paso de termotratamiento secundario que
consiste en calentar la hoja de acero a una temperatura en el rango
del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación
A_{C3}; y
un paso de galvanización por inmersión en
caliente que consiste en formar una capa galvanizante de inmersión
en caliente en la superficie de la hoja de acero.
15. Un método para fabricar una hoja de acero
galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad según la
reivindicación 14, incluyendo además un paso de tratamiento de
decapado que consiste en decapar la hoja de acero entre el paso de
termotratamiento primario y el paso de termotratamiento
secundario.
16. Un método para fabricar una hoja de acero
galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad según
cualquiera de las reivindicaciones 14 a 15, incluyendo además un
paso de aleación consistente en alear la capa galvanizante de
inmersión en caliente, después del paso de galvanización por
inmersión en caliente.
17. Un método para fabricar una hoja de acero
galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia según
cualquiera de las reivindicaciones 14 a 16, donde la hoja de acero
es una hoja de acero laminada en caliente fabricada laminando en
caliente un material bajo condiciones incluyendo una temperatura de
calentamiento no inferior a 900°C, una temperatura final de laminado
de acabado no inferior a 700°C y una temperatura de enfriamiento no
superior a 800°C, o una hoja de acero laminada en frío obtenida
laminando en frío la hoja de acero laminada en caliente.
18. Un método para fabricar una hoja de acero
galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia según la
reivindicación 17, donde el laminado en frío se lleva a cabo a una
relación de reducción no inferior a 40%.
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