MX2010010989A - Chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en el equilibrio entre facilidad de trabajo en la desbastacion de metales y ductilidad, y excelentes en resistencia a la fatiga, chapas de acero recubiertas de zinc y procesos para la produccion - Google Patents

Chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en el equilibrio entre facilidad de trabajo en la desbastacion de metales y ductilidad, y excelentes en resistencia a la fatiga, chapas de acero recubiertas de zinc y procesos para la produccion

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Masafumi Azuma
Naoki Maruyama
Noriyuki Suzuki
Akinobu Murarato
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Abstract

Se proporcionan chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en facilidad de trabajo como puede ser facilidad de trabajo en la desbastación del metal y ductilidad y en características de fatiga y que son adecuadas para automóviles, materiales de construcción, aparatos electrodomésticos, y otros. Una chapa de acero de alta resistencia con una composición que contiene C, Si, Mn, P, S, Al, N y O en cantidades prescritas en % en masa siendo la diferencia Fe e impurezas inevitables y una estructura que principalmente está compuesta de ferrita y una fase dura, caracterizada en que la diferencia en orientación del cristal entre la pase dura y algo de ferrita contigua a éste es menos de 9° y que la chapa tiene una resistencia a la tracción máxima de 540PMa o más.

Description

CHAPAS DE ACERO DE ALTA RESISTENCIA QUE SON EXCELENTES EN EL EQUILIBRIO ENTRE FACILIDAD DE TRABAJO EN LA DESBASTACION DE METALES Y DUCTILIDAD, Y EXCELENTES EN RESISTENCIA A LA FATIGA, CHAPAS DE ACERO RECUBIERTAS DE ZINC Y PROCESOS PARA LA PRODUCCION DE AMBAS CAMPO DE LA INVENCION Esta invención se refiere a chapas de acero adecuadas en aplicaciones en automóviles, materiales de construcción, aparatos electrodomésticos y similares, específicamente chapa de acero de alta resistencia y chapa de acero galvanizada que son excelentes en extensibilidad de agujero, ductilidad y otras propiedades de facilidad de trabajo, y también excelentes en resistencia a la fatiga, y los métodos para producir las chapas de acero.
DESCRIPCION DE LA TECNICA RELACIONADA En años recientes, se ha convertido en práctica en el sector automotriz utilizar chapa de acero de alta resistencia para el propósito de establecer la capacidad de protección a los pasajeros durante la colisión y el propósito de reducir el peso para mejorar la eficiencia del combustible, ambos.
El aumento de conciencia en la seguridad y reglamentaciones legales más estrictas han aumentado la necesidad para asegurar la seguridad en choques. Como resultado, ha surgido una necesidad para aplicar chapa de acero de alta resistencia incluso a componentes de forma complicada para lo cual en el pasado únicamente se utilizaba la chapa de acero de baja resistencia.
Sin embargo, la conformabilidad de una chapa disminuye al aumentar la resistencia del acero, de manera que cuando se va a utilizar una chapa de acero de alta resistencia para componentes de forma complicada, se vuelve necesario producir un acero que satisfaga los requerimientos de conformabilidad y resistencia, ambos.
Al utilizar una chapa de acero de alta resistencia para componentes de forma complicada como pueden ser los componentes automotivos, las propiedades de conformabilidad que deben ser proporcionados al mismo tiempo incluyen diferentes como pueden ser ductilidad, conformabilidad de la pestaña por estiramiento, y extensibilidad de agujero.
Más aún, los componentes automotivos también requieren excelente resistencia a la fatiga debido a que se someten a carga repetida durante el manejo .
La ductilidad y conformabilidad elástica que son importantes como propiedades de conformabilidad de chapa de acero delgada y el índice de endurecimiento de trabajo (valor n) se sabe que se correlacionan. Se sabe que una chapa de acero con un valor n alto es una chapa de acero excelente en conformabilidad.
Las chapas de acero excelentes en ductilidad y/o conformabilidad elástica incluyen, por ejemplo, la chapa de acero DP (Fase Doble) con una estructura de chapa de acero compuesta de ferrita y martensita, y la chapa de acero TRIP (Plasticidad Inducida por Transformación) cuya estructura de chapa de acero incluye austenita retenida (ver, por ejemplo, el Documento de Patente 1 y 2).
Por otro lado, como chapas de acero excelentes en extensibilidad de agujero, se conoce la capa de acero cuya estructura es una estructura monofásica de ferrita de precipitación endurecida y chapa de acero con una estructura monofásica de bainita (ver, por ejemplo, los Documentos de Patente 3, 4, 5 y 6, y el documento que No Es Patente 1) .
La chapa de acero DP tiene ferrita altamente dúctil como su fase principal y obtiene excelente ductilidad dispersando la martensita, una estructura dura, en la estructura de la chapa de acero. Más aún, la chapa de acero DP también es alta en el valor n debido a que la ferrita blanda fácilmente se deforma y se introducen abundantes dislocaciones al momento de la deformación.
Sin embargo, cuando una estructura de chapa de acero compuesta de ferrita blanda y martensita dura se adopta, la diferencia en deformabilidad entre las dos estructuras provoca la formación de microhuecos diminutos en la interfaz entre las dos estructuras cuando implica trabajo pesado como en el caso de expansión de perforación, de manera que hay un problema de degradación marcada de extensibilidad de agujero.
Particularmente en una chapa de acero DP de una resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o mayor, la fracción volumétrica de la martensita en la chapa de acero se vuelve relativamente alta, y debido a que, por lo tanto, muchas interfaces entre ferrita y martensita están presentes, los microhuecos formados en las interfaces fácilmente se interconectan, originando la formación de fisuras y el rompimiento.
Por esa razón, se sabe que la extensibilidad de agujero de la chapa de acero DP es inferior (ver, por ejemplo, Documento que No Es Patente 2) .
Se sabe que en una fisura de acero DP formada durante la deformación repetida mejora la resistencia a la fatiga (supresión de propagación de fisura) derivando las estructuras duras. Esto se atribuye al hecho de que la martensita y bainita son más duras que la ferrita, y debido a que las fisuras de fatiga no se pueden propagar a través de ellas, las fisuras de fatiga se propagan en el lado de la ferrita o en las interfaces entre las estructuras de ferrita y las estructuras duras, derivando con ello las estructuras duras.
En el acero DP, las estructuras duras no se deforman fácilmente, de manera que el movimiento de dislocación y cambio en las irregularidades de la superficie producidas pro la deformación repetida nacen del movimiento de dislocación en el lado de la ferrita. Como resultado, es importante para mejorar más la resistencia a la fatiga del acero DP inhibir la formación de las fisuras de fatiga en la ferrita. Sin embargo, la ferrita es blanda, de manera que la dificultad para inhibir la formación de fisuras en la ferrita representa un problema. Mejorar más la resistencia a la fatiga del acero DP aún enfrenta un desafio .
De igual forma, la chapa de acero TRIP, la cual tiene una estructura compuesta de ferrita y austenita retenida, también tiene extensibilidad de agujero deficiente. Esto es debido a que los procesos de formación de componentes automotivos, es decir, la extensibilidad de agujero y formación de la pestaña por estiramiento, son procesos de maquinación conducidos después del troquelado o corte mecánico .
La austenita retenida contenida en la chapa de acero TRIP se transforma a martensita cuando se trabaja. En el caso de estirado dúctil y formación por estiramiento, por ejemplo, la transformación de austenita retenida a martensita genera alta resistencia en la región trabajada, inhibiendo con esto la concentración de deformación, de manera que se puede realizar alta conformabilidad .
Sin embargo, una vez que se ha conducido el troquelado, corte o similar, la austenita retenida contenida en la estructura de chapa de acero se transforma a martensita debido al trabajo generado en la vecindad del borde cortado. Como resultado, la estructura se vuelve similar a la de la chapa de acero DP, de manera que la extensibilidad de agujero y conformabilidad de la pestaña por estiramiento se vuelve inferior. Más aún, se ha reportado que debido a que el troquelado por si mismo es un proceso que implica gran deformación, la extensibilidad de agujero se degrada con microhuecos que después del troquelado se hacen presentes en las interfaces entre las estructuras de ferrita y las estructuras duras (significando aquí martensita transformada de austenita retenida) .
La capa de acero en la cual están presentes las estructuras de cementita o perlita en los limites de la estructura es también inferior en extensibilidad de agujero. Esto es porque los limites entre las estructuras de ferrita y las estructuras de cementita se convierten en puntos de inicio para la formación de huecos diminutos .
Más aún, debido a sus estructuras duras, la placa de acero TRIP y la placa de acero con estructura de cementita o perlita en los limites de la estructura son similares al acero DP con relación a la resistencia a la fatiga .
En vista de estas circunstancias, como se indica en los Documentos de Patente 3 a 5 y el Documento que No Es Patente 1, se han desarrollado chapas de acero laminado en caliente de alta resistencia producido con excelente extensibilidad de agujero definiendo la fase principal de la chapa de acero como una estructura monofásica de bainita o ferrita endurecida por precipitación y que inhibe la formación de la fase de cementita en los limites de la estructura adicionando una gran cantidad de Ti u otro carburo aleado que forma elementos para convertir C contenido en el acero a carburo aleado.
Sin embargo, cuando a la chapa de acero se le da una estructura monofásica de bainita predeterminada, la productividad de la chapa de acero es deficiente debido al hecho de que la estructura de chapa de acero es bainita monofásica, en la producción de la chapa de acero laminada en frío hace necesario calentarla una vez a una temperatura alta en la cual la estructura se vuelve austenita monofásica. Además, debido al hecho de la estructura de bainita contiene muchas dislocaciones, la facilidad de trabajo es deficiente, de manera que hay un inconveniente en esa aplicación es difícil para los componentes que requieren ductilidad y elasticidad.
Más aún, la capa de acero que da una estructura monofásica de ferrita endurecida por precipitación utiliza endurecimiento por precipitación mediante carburos de Ti, Nb, Mo y similares para generar alta resistencia a la chapa de acero y además inhibir la formación de cementita y similares, haciendo con esto posible obtener tanto alta resistencia de 780 MPa o mayor como excelente extensibilidad de agujero. Sin embargo, hay un inconveniente en que el endurecimiento por precipitación es difícil de utilizar en una chapa de acero laminada en frío que pasa a través de laminado en frío y recocido.
Más específicamente, el endurecimiento por precipitación se obtiene pro precipitación coherente de Nb, Ti u otros carburos aleados en la ferrita, y debido a que en la chapa de acero laminada en frío se trabaja la ferrita y recristaliza durante el recocido subsiguiente, la orientación en relación con los precipitados Nb o Ti que se precipitaron de forma coherente en la etapa de chapa de acero laminada en caliente se pierden. Como resultado, la resistencia se vuelve difícil de lograr debido a una gran disminución en el efecto reforzamiento.
También se sabe que Nb o Ti adicionados a un acero endurecido por precipitación retarda mucho la recristalización, de manera que el recocido a temperatura alta se vuelve necesario para asegurar excelente ductilidad, degradando de esta manera la productividad. Más aún, aún si la ductilidad en un par (sic) con la de la chapa de acero laminada en caliente se puede obtener en la chapa de acero laminada en frío, su ductilidad y conformabilidad elástica son inferiores a aquellas de la chapa de acero DP, de manera que la aplicación a regiones que requieren gran elasticidad es imposible, al mismo tiempo que también aumenta un problema de costo debido a la necesidad de adicionar una gran cantidad de Nb, Ti u otros elementos formadores de carburo aleado, costosos.
Aunque inferior al del acero DP, hay algún grado de efecto mejorado de resistencia a la fatiga en un acero endurecido por precipitación. Esto es debido a que el precipitado interrumpe el movimiento de dislocación, suprimiendo de esta manera la formación en la superficie de irregularidades que provocan fisuras de fatiga, por medio de lo cual se inhibe la formación de fisuras en la superficie .
Sin embargo, en un acero endurecido por precipitación, una vez que las irregularidades se forman en la superficie, ocurre gran concentración de tensión en los sitios de las irregularidades, de manera que la propagación de fisuras no se puede inhibir. El mejoramiento de resistencia a la fatiga mediante endurecimiento por precipitación de esta manera tiene su limite .
A medida que las chapas de acero intentan superar estos inconvenientes y asegurar la ductilidad y extensibilidad de agujero, se conocen las chapas de acero enseñadas por, ínter alia, los Documentos de Patente 6 y 7.
Están dirigidas a establecer una vez una estructura compuesta de ferrita y martensita en la chapa de acero y después de esto ablandar por revenimiento la martensita, realizando con esto al mismo tiempo un mejoramiento en el equilibrio entre la resistencia obtenida por el reforzamiento de la estructura y ductilidad y un mejoramiento en la extensibilidad de agujero.
Sin embargo, la degradación de la extensibilidad de agujero no se puede evitar porque incluso aunque la estructura dura se ablande por revenimiento de la martensita, la martensita aún permanece dura. Además, el ablandamiento de la martensita reduce la resistencia, haciendo necesario aumentar la fracción volumétrica de la martensita para desplazar la disminución de resistencia, por lo que ha habido un problema del aumento en la fracción volumétrica de la estructura dura elevando la degradación de la extensibilidad de agujero. Otro problema ha sido que las propiedades del acero tienen a perder uniformidad debido a que la fluctuación de la temperatura del punto extremo de enfriamiento hace la fracción volumétrica de la martensita desigual.
Como una forma de resolver estos problemas, una cantidad adecuada de fracción volumétrica de la martensita algunas veces se asegura utilizando un tanque de agua o similar para templar a temperatura ambiente, pero cuando el templado se realiza utilizando agua o similares, tienden a ocurrir los defectos de la configuración como puede ser el alabeo y combadura después del corte.
La causa de estos defectos de la configuración no es simplemente la deformación de la chapa, en algunos casos la causa es la tensión residual atribuible a la temperatura no uniforme durante el enfriamiento, de manera que incluso cuando la forma de la chapa es buena, algunas veces surgen los defectos de la configuración como alabeo y combadura después del corte. También hay un problema de que reforzamiento en un proceso de procesamiento posterior es difícil. De manera que hay problemas no solamente en el punto de asegurar la calidad del acero sino también desde el punto de vista de facilidad del usuario.
De esta manera, las estructuras de chapas de acero requeridas para materializar la ductilidad, conformabilidad por estiramiento, y extensibilidad de agujero difieren mucho, de manera que es muy difícil proporcionar una chapa de acero que tenga estas propiedades al mismo tiempo. Y, también ha sido un problema en relación con mayor mejoramiento de la durabilidad con fatiga.
DOCUMENTOS DE LA TECNICA ANTERIOR Documentos de Patente Documento de Patente 1 Publicación de Patente Japonesa (A) No. S53-22812 Documento de Patente 2 Publicación de Patente Japonesa (A) No. Hl-230715 Documento de Patente 3 Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2003-321733 Documento de Patente 4 Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2004-256906 Documento de Patente 5 Publicación de Patente Japonesa (A) No. Hll-279691 Documento de Patente 6 Publicación de Patente Japonesa (A) No. S13-293121 Documento de Patente 7 Publicación de Patente Japonesa (A) No. S57-137453 Documentos que No Son Patente Documento que No Es CAMP-ISIJ vol. 13 (2000), p411 Patente 1 Documento que No Es CAMP-ISIJ vol. 13 (2000), p391 Patente 2 COMPENDIO DE LA INVENCION PROBLEMAS QUE SE RESUELVEN CON LA INVENCION Como se indica anteriormente, para aumentar la ductilidad, es deseable dar a la chapa de acero una estructura del compuesto compuesta de estructura suave y estructura dura, y para aumentar la extensibilidad de agujero, es deseable establecer una estructura uniforme con pequeña diferencia en dureza entre las estructuras.
De esta manera, las estructuras requeridas para establecer las propiedades de ductilidad y extensibilidad de agujero son diferentes, y por lo tanto se ha considerado difícil proporcionar una chapa de acero que presente ambas propiedades. Además, se han hecho intentos para mejorar más la resistencia a la fatiga.
La presente invención se efectuó en consideración de estas circunstancias y proporciona una chapa de acero que obtiene excelente ductilidad en un par con acero DP y excelente extensibilidad de agujero en un par con la que posee una chapa de acero de estructura simple, al mismo tiempo que también obtiene alta resistencia, y que además de mejorar la resistencia en fatiga, también proporciona un método para producir la chapa de acero.
MEDIOS PARA RESOLVER EL PROBLEMA Los aspectos característicos de la presente invención son como sigue. (1) Esta invención proporciona una chapa de acero de alta resistencia que tiene muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en que contiene, en % en masa, C: 0.05 a 0.20%, Si: 0.3 a 2.0%, Mn: 1.3 a 2.6%, P: 0.001 a 0.03%, S: 0.0001 a 0.01%, Al: 2.0% o menos, N: 0.0005 a 0.0100%, O: 0.0005 a 0.007%, y la diferencia de hierro e impurezas inevitables; y con una estructura de chapa de acero compuesta principalmente de ferrita y estructura dura, una diferencia de orientación de los cristales entre alguna ferrita contigua a la estructura dura y la estructura dura de menos de 9°, y una resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o mayor. (2) Esta invención se caracteriza además en que contiene, en % en masa, B: 0.0001 a menos de 0.010%. (3) Esta invención se caracteriza además en que contiene, en % en masa, uno o dos o más de Cr: 0.01 a 1.0%, Ni: 0.01 a 1.0%, Cu: 0.01 a 1.0%, y Mo: 0.01 a 1.0.
Esta invención se caracteriza además en que contiene, en % en masa, uno o dos o más de Nb, Ti y V en un total de 0.001 a 0.14%.
Esta invención se caracteriza además en que contiene, en % en masa, uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, y REM en un total de 0.0001 a 0.5%.
Esta invención se caracteriza además en que una superficie de chapa de acero de acuerdo con cualquiera del (1) al (5) tiene un galvanizado a base de zinc.
Esta invención proporciona un método para producir una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga caracterizada en que al calentar una placa colada con una composición química de acuerdo con cualquiera del (1) al (5), directamente o después, una vez enfriada, a 1, 050°C o más, se completa el laminado en caliente en o arriba del punto de transformación Ar3; se enrolla en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con baño químico seguido por reducción de laminado en frío de 40 a 70%; durante el paso a través de una linea de recocido continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HR1) °C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máximo; recocido con la temperatura de calentamiento máximo ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; enrollado entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o mayor; y manteniéndose en un intervalo de temperatura de 450°C a 300°C durante 30 seg o más. (8) Esta invención proporciona un método para producir una chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en calentar una placa colada con una composición química de acuerdo con cualquiera de (1) a (5), directamente o después, una vez enfriada, a 1,050°C o más; completando el laminado en caliente en o sobre el punto de transformación Ar3; enrollada en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con un baño químico segudo por la reducción de laminado en frió de 40 a 70%; durante el paso a través de una línea de galvanización por inmersión en baño caliente continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl)°C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima; recocida con la temperatura de calentamiento máxima ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; se enfría entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más a una temperatura de (temperatura de baño de galvanización -40) °C a (temperatura de baño de galvanización + 50) °C; y se mantiene en un intervalo de temperatura de (temperatura de baño de galvanización + 50) °C a 300°C durante 30 seg o más antes o después, cualquiera, o ambos antes y después de la inmersión en el baño de galvanización .
Esta invención proporciona un método para producir una chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente, aleada, y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en calentar una placa colada con una composición química de acuerdo con cualquiera de (1) a (5), directamente o después, una vez enfriada, a 1,050°C o más; completando el laminado en caliente en o sobre el punto de transformación Ar3; enrollada en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con un baño químico seguido por la reducción de laminado en frío de 40 a 70%; durante el paso a través de una línea de galvanización por inmersión en baño caliente continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl)°C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima; recocida con la temperatura de calentamiento máxima ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; se enfría entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más a una temperatura de (temperatura de baño de galvanización - 40) °C a (temperatura de baño de galvanización + 50) °C; conduciendo un tratamiento de aleación a una temperatura de 460 a 540°C como se requiera, y manteniéndola en un intervalo de temperatura de (temperatura de baño de galvanización + 50) °C a 300°C durante 30 seg o más antes o después de la inmersión en el baño de galvanización o después del tratamiento de aleación o en total. (10) Esta invención proporciona un método para producir una chapa de acero electro-galvanizado y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en electro-galvanizar una chapa de acero producida de acuerdo con el método del (7).
EFECTO DE LA INVENCION La presente invención controla la composición de la chapa de acero y las condiciones de recocido para permitir la provisión confiable de chapa de acero de alta resistencia y chapa de acero galvanizado de alta resistencia que están compuestas principalmente de ferrita y estructura dura, tienen una diferencia de orientación cristal entre la ferrita contigua y la estructura dura dentro de 9o, y por lo tanto tienen excelente ductilidad en una resistencia a la tracción máxima de 540 Pa o mayor y excelente extensibilidad de agujero, así como excelente resistencia a la fatiga.
BREVE DESCRIPCION DE LOS DIBUJOS La Fig. 1 es una serie de diagramas que muestra de manera esquemática la transformación de fase cuando los aceros se calientan a temperatura Acl o más alta después de trabajar en frío, en donde (i) indica el caso de la presente invención y (ii) indica el caso de la técnica anterior .
La Fig. 2 es una serie de ejemplos de imagen mediante mapeo de Calidad de Imagen (IQ) FESEM-EBSP obtenida de las chapas de acero después del recocido, en donde (i) indica el caso de la presente invención y (ii) indica el caso de la técnica anterior.
DESCRIPCION DETALLADA DE LA INVENCION La presente invención se explica en detalle en lo siguiente .
Los inventores condujeron un estudio con el propósito de permitir el establecimiento de excelente ductilidad y excelente extensibilidad de agujero, ambos, en una chapa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción máxima de 540 MPa más incluso cuando la chapa de acero se produce con una estructura de ferrita y estructura dura.
Como resultado, ellos descubrieron que haciendo la proporción de estructuras duras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con algunas estructuras de ferrita contiguas a las estructuras duras está dentro de 9° igual a 50% o más del total de la fracción volumétrica de la estructura dura, es decir, estableciendo una estructura dura cuyas estructuras tengan una diferencia de orientación de los cristales con respecto a algunas estructuras de ferrita contiguas de menos de 9° como la estructura principal, es posible asegurar excelente extensibilidad de agujero al mismo tiempo que asegura excelente ductilidad que caracteriza una placa de acero de estructura compuesta. Ellos además descubrieron que la chapa de aceros constituida de esa manera también es excelente en resistencia a la fatiga.
Las razones para definir la estructura del acero se explicarán primero.
La ferrita, que es una estructura blanda, en general difiere en deformabilidad de las estructuras duras como bainita y martensita. En una placa de acero compuesta de ferrita y estructuras duras, la ferrita blanda se deforma fácilmente pero la bainita dura o martensita no se deforman fácilmente. Como resultado, cuando una chapa de acero se somete a deformación intensa como en la extensión de agujero o pestaña por estiramiento, la deformación se concentra en la interfaz entre las estructuras dura y blanda, originando la formación de microhuecos, fisuras, propagación de fisuras y rompimiento. Por lo tanto, esas chapas de acero se han considerado incapaces de obtener excelente ductilidad y excelente extensibilidad de agujero, ambas.
Más aún, con respecto a la resistencia a la fatiga, otro problema es que la fisura por fatiga es difícil de controlar debido a que las fisuras se propagan en el lado de la ferrita o a lo largo de la interfaz entre las estructuras de ferrita y las estructuras duras.
Sin embargo, otra investigación conducida por los inventores reveló que incluso las estructuras duras se pueden deformar considerando que su diferencia de orientación en relación con la estructura de ferrita contigua es pequeña. Además, los inventores encontraron que cuando las estructuras duras tienen orientación de criscal similar a la ferrita se provoca que sean contiguas a la ferrita (se provoca que las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales pequeña sean contiguas entre las estructuras de ferrita y las estructuras duras con orientaciones de cristal aleatorias), la extensibilidad de agujero no se degrada incluso cuando las estructuras duras que difieren en orientación de los cristales están presentes.
Se piensa que esto es atribuible al hecho de que las estructuras de cristal de ferrita y las estructuras duras son similares. Específicamente, se piensa que debido a que las dos estructuras son similares en estructura de cristal, su sistema de deslizamiento de dislocación durante la deformación también son similares. Más aún, se cree que cuando la diferencia de orientación de los cristales entre las dos es pequeña, también ocurre deformación similar en las estructuras duras a la que está ocurriendo en la ferrita.
De esto se puede concluir que controlando la orientación de los cristales de las estructuras duras contiguas a las estructuras de ferrita, la fracción volumétrica de las dislocaciones y la formación de microhuecos en las interfaces se pueden controlar para mejorar la extensibilidad de agujero.
También se piensa que incluso cuando las estructuras duras difieren en orientación de los cristales de la ferrita están presentes, la diferencia en deformabilidad es pequeña porque las estructuras duras con orientación de los cristales similares a la ferrita están presentes en cualquier otra parte y ambas son estructuras duras, y que la resistencia alta es por lo tanto generada sin degradar la extensibilidad de agujero.
Además, se considera que bajo deformación intensa como extensión de agujero, deformación de incluso estructuras duras es posible porque la ferrita es también considerablemente dura debido al endurecimiento de trabajo, de manera que la diferencia en deformabilidad entre ella y las estructuras duras es pequeña.
Por otro lado, en el inicio de la deformación, la ferrita está en una condición fácilmente deformable porque no ha experimentado mucho trabajo y aún está blanda. Se piensa que es por lo que la reducción de la diferencia . de orientación entre las estructuras furas y la ferrita contigua hace posible establecer de forma simultánea la ductilidad y extensibilidad de agujero como aquellas de una placa de acero de estructura compuesta.
Además, reduciendo la diferencia entre la orientación del cristal de las estructuras duras y la orientación del cristal de las estructuras de ferrita contiguas hace posible la deformación de las estructuras duras durante la deformación repetida. Se considera que, como resultado, las estructuras duras también se deforman durante la deformación repetida, de manera que se presenta el comportamiento como el de cuando se refuerza la ferrita, inhibiendo con esto la formación de fisuras de fatiga. Al mismo tiempo, las estructuras duras aún permanecen duras, de manera que también se observa un efecto para resistir la propagación de fisuras una vez formadas. Se cree que estos factores se consideran también para mejorar la resistencia a la fatiga del acero .
Estos efectos son pronunciados cuando la fracción volumétrica de las estructuras duras (particularmente bainita) cuya diferencia en orientación de los cristales a partir de la bainita contigua está dentro de 9o cuenta para 50% o más de la fracción volumétrica de la estructura dura total.
Si el ángulo excede 9o, la deformabilidad es deficiente incluso bajo deformación intensa, de manera que la concentración de distorsión y formación de microhuecos en las interfaces de estructura dura de ferrita se promueve y la extensibilidad de agujero se degrada de forma marcada. La diferencia de orientación de los cristales por lo tanto debe ser de 9° o menos.
No se necesita que toda la ferrita contigua a las estructuras duras sea ferrita que satisfaga la relación de orientación de los cristales de una diferencia de orientación de los cristales de 9o o menos. Basta para satisfacer una relación de orientación de los cristales entre estructuras duras y alguna ferrita contigua que sea de menos de 9o. Aunque es deseable que la diferencia de orientación de los cristales entre las estructuras duras y todas las estructuras de ferrita contiguas sea menos de 9o, esto es muy difícil técnicamente porque se necesita darle a la ferrita la misma orientación.
Incluso si la diferencia de orientación de los cristales fuera mayor en relación con una estructura de ferrita contigua, la deformación de ferrita con la misma orientación hace posible mitigar la concentración de distorsión en la interfaz con la estructura dura. Además, las estructuras duras formadas en general tienen orientación similar de los cristales a la ferrita a la cual la mayor parte de interfaces están contiguas.
Los inventores creen que esto es porque el mejoramiento de extensibilidad de agujero se logró debido a la supresión de la formación de microhuecos incluso si no todas las ferritas contiguas y estructuras duras tuvieran la relación de orientación antes mencionada.
La fracción volumétrica de las estructuras duras contiguas a la ferrita cuya diferencia en orientación de los cristales a las estructuras duras es menos de 9o está hecha de forma deseada de 50% o más de todas las estructuras duras. Esto debido a que en la fracción volumétrica de menos de 50%, el efecto de supresión de la supresión de la formación de microhuecos en la extensibilidad de agujero es pequeño.
Por otro lado, en el caso donde 50% o más del total de la fracción volumétrica de las estructuras duras tiene la relación de orientación de los cristales especificada con la ferrita (diferencia de orientación de los cristales dentro de 9°), entonces incluso si las estructuras duras que no tienen la relación de orientación de los cristales especificada están presentes, estas estructuras duras están rodeadas por estructuras duras que tiene la relación de orientación de los cristales, de manera que el porcentaje de éstos que tiene interfaces en contacto con la ferrita se vuelve pequeño, y debido a que por lo tanto no se convierten fácilmente en concentraciones de deformaciones o sitios de formación de microhuecos, mejora la extensibilidad de agujero.
En esta invención, a la chapa de acero se le da la estructura compuesta de ferrita y las estructuras duras antes mencionadas. Por "estructuras duras" como se llaman en la presente se quiere decir bainita, martensita y austenita retenida. Como la ferrita, la bainita tiene una estructura bbc . En algunos casos, es una estructura que contiene cementita o austenita retenida dentro o entre la ferrita bainitica tipo bloque o tipo malla metálica que constituye la estructura de la bainita. Debido a que la bainita tiene un diámetro de grano más pequeño que la ferrita, y su temperatura de transformación es baja, contiene muchas dislocaciones y por lo tanto es más dura que la ferrita. Por otro lado, la martensita es muy dura porque tiene una estructura bct y contiene mucho C dentro .
La fracción volumétrica de las estructuras duras preferiblemente está hecha de 5% o más. Esto es porque la resistencia de 540 MPa o más es difícil de establecer en una fracción volumétrica de estructura dura de menos de 5%. Más preferiblemente, 50% o más de la fracción volumétrica total de la bainita, martensita y austenita retenida presentes en la chapa de acero está hecha de estructura de martensita. Esto es porque la martensita es más dura que la bainita, ofreciendo de esta manera resistencia más alta en una fracción volumétrica inferior .
Como resultado, la extensibilidad de agujero se puede mejorar mientras retiene la ductilidad en un par con la del acero DP convencional. Por otro lado, se puede obtener excelente extensibilidad de agujero incluso si toda la estructura dura está hecha de estructura de bainita, pero cuando se busca la alta resistencia de 540 MPa o más, la fracción volumétrica de la bainita se vuelve muy grande y la proporción de la ferrita altamente dúctil decrece de forma excesiva, de manera que la ductilidad se degrada de forma marcada. En vista de esto, 50% o más de la fracción volumétrica de la estructura dura preferiblemente es martensita.
Además, la distribución de las estructuras duras con una diferencia de orientación de los cristales de 9° o menos entre la ferrita y las estructuras duras que no tienen la relación de orientación de los cristales mejora más el equilibrio entre extensibilidad de agujero y alargamiento. Esto es porque el posicionamiento contiguo de las estructuras de casi la misma deformabilidad inhibe la concentración de la deformación en las interfaces de la estructura, mejorando con esto la extensibilidad de aguj ero .
Se puede incorporar como otra estructura dura, la austenita retenida. Tranformada a austenita durante la deformación, la austenita retenida endurece la región trabajada para evitar la concentración de la deformación. Como resultado, se puede obtener ductilidad particularmente sobresaliente.
Aunque el efecto de la invención para establecer excelente ductilidad y extensibilidad de agujero, asi como resistencia a la fatiga, se puede realizar sin especificar particularmente un limite superior de fracción volumétrica de la estructura dura, buena ductilidad de la chapa de acero y extensibilidad de agujero se pueden obtener junto con buena propiedad de conformabilidad de la pestaña por estiramiento en el intervalo TS de 590 a 1, 080 MPa, al mismo tiempo que es más deseable para asegurar la resistencia a la fatiga incorporar ferrita a la fracción volumétrica de más de 50%.
El propósito de darle a la chapa de acero una estructura compuesta de ferrita y estructura dura es para obtener excelente ductilidad. Como la ferrita ofrece alta ductilidad, es indispensable para obtener ductilidad. Además, dispersando una cantidad adecuada de estructura dura, la alta resistencia se puede establecer al mismo tiempo que se mantiene la ductilidad excelente. Para asegurar excelente ductilidad, la fase principal de la capa de acero debe ser ferrita.
Otras estructuras como pueden ser perlita y cementita también se pueden incorporar en la medida que no degraden la resistencia, extensibilidad de agujero y ductilidad.
La ferrita, perlita cementita, martensita, bainita, austenita y microestructuras residuales antes mencionadas se pueden identificar y determinar sus lugares y fracciones de área utilizando solución Nital y el reactivo enseñado por la Publicación de la Patente Japonesa (A) No. S59-219473 para mordentar una sección transversal de la chapa de acero tomada en la dirección de laminado o una sección transversal tomada perpendicular a la dirección de laminado y realizando observación un microscopio óptico xlOOO y cuantificación con microscopios electrónicos de transmisión y barrido de xlOOO a xlOOOO. . Las estructuras también pueden ser discriminadas por análisis d orientación de los cristales utilizando FESEM-EBSP (análisis de orientación de los cristales de alta resolución) o medición de dureza de la micro-región mediante la prueba micro-Vickers o similares .
La relación de la orientación de los cristales se puede determinar mediante la observación de la estructura interna utilizando un microscopio electrónico de transmisión (TEM) y mapeo de orientación de los cristales utilizando la técnica FESEM-EBSP. El mapeo de la orientación de los cristales mediante la técnica FESEM-EBSP es particularmente efectivo porque permite la medición simple de campos grandes.
Después de tomar una fotografía utilizando un SE , los inventores utilizaron la técnica FESEM-EBSP para mapear un campo de 100 µp? x 100 µp? en un tamaño de pasos de 0.2 µp?. Pero la discriminación entre bainita y martensita, las cuales tienen estructuras de cristales similares, es difícil solamente por el análisis de orientación utilizando la técnica FESEM-EBSP. Sin embargo, la estructura de martensita contiene muchas dislocaciones y por lo tanto puede ser discriminada por comparación con una imagen de Calidad de Imagen.
Más específicamente, debido a que la martensita es una estructura que contiene muchas dislocaciones, se puede discriminar fácilmente del hecho que su Calidad de Imagen es muy inferior a las de la ferrita y bainita. De manera que cuando la discriminación de bainita y martensita se hizo utilizando la técnica FESEM-EBSP, los inventores además utilizaron una imagen de Calidad de Imagen par la discriminación. Las fracciones de área de las estructuras respectivas se pueden determinar observando 10 o más campos de cada uno y aplicando el método de recuento de puntos o análisis de imagen.
Al determinar las diferencias de orientación de los cristales, se midió la relación entre las orientaciones de los cristales [1-1-1] que son las principales direcciones de deslizamiento de la fase principal de ferrita y estructuras duras contiguas. Sin embargo, incluso cuando las orientaciones [1-1-1] son las mismas, las orientaciones se pueden girar alrededor de este eje. De manera que la diferencia de orientación de los cristales en la dirección normal al plano (110), que es el plano de deslizamiento [1-1-1] también se midió, y las estructuras en las cuales ambas diferencias de orientación de los cristales fue de 9o o menos se definieron como "la diferencia de orientación de los cristales de las estructuras duras de 9° o menos" como se llamaron con respecto a la presente invención.
Al decidir la diferencia de orientación, las chapas de acero de diversas composiciones se produjeron bajo diversas condiciones de producción, y después de someterse a la prueba de extensión de agujero, o incrustación y pulido de una pieza de prueba después de la prueba de tensión, se investigó el comportamiento de la deformación cerca de la región de la fractura, particularmente el comportamiento de la formación de microhuecos, después de lo cual se encontró que la formación de microhuecos se inhibió de forma marcada en las interfaces de la estructura dura de ferrita de la ferrita contigua y estructuras duras cuyas diferencias de orientación de los cristales determinadas en la forma anterior fue de 9o o menos.
También se encontró que un efecto notable para mejorar la extensibilidad de agujero y resistencia a la fatiga se presentó cuando la proporción de todas las estructuras duras se consideraron para las estructuras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con las estructuras de ferrita contiguas a las estructuras duras que está dentro de 9o se controla a 50% o más .
Esto es porque cuando las estructuras duras se establecen de manera que 50% o más del total de la fracción volumétrica de la estructura dura tiene la relación de orientación de cristales especificados con la ferrita contigua (diferencia de orientación de cristales dentro de 9°), incluso si las estructuras que no tienen la relación de orientación de los cristales especifica están presentes, estas estructuras duras están rodeadas por las estructuras duras que tiene la relación de orientación de los cristales, de manera que el porcentaje de estos que tienen las interfaces en contacto con la ferrita se pueden hacer pequeñas. Por lo tanto no se convierten fácilmente en concentraciones de deformación o sitios de formación de microhuecos de manera que mejora la extensibilidad de agujero.
Por lo tanto es necesario para la proporción de todas las estructuras duras consideradas para las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales de menos 9° sea 50% o menos. También es valioso observar que al controlar la formación de microhuecos no únicamente mejora la extensibilidad de agujero sino también mejora el alargamiento local en las pruebas de tracción, de manera que la placa de acero de estructura compuesta de la invención controlada en la diferencia de orientación de los cristales de las estructuras duras es superior al acero DP ordinario en el alargamiento local.
La razón para definir TS como 540 MPa o más es que donde basta una resistencia inferior, excelente ductilidad y expansibilidad de agujero, ambas, se pueden realizar en un TS de menos de 540 MPa utilizando el reforzamiento de solución sólida para impartir alta resistencia a un acero monofásico de ferrita. De particular observación es que cuando se desea un TS de 540 MPa, el reforzamiento utilizando martensita y/o austenita retenida se necesita para asegurar ductilidad excelente, de manera que la degradación de la extensibilidad de aguajero es más intensa .
Aunque la invención no limita particularmente el diámetro de grano de la ferrita, un diámetro de grano nominal de 7 µ?? o menos es preferible desde el punto de vista del equilibrio-resistencia-alargamiento .
Las razones para definir la composición química del acero que constituye la chapa de acero de la invención se explicará más adelante.
C: 0.05 hasta 0.20% C es un elemento necesario cuando se utiliza bainita y martensita para reforzar la estructura. Cuando el contenido de C es menor de 0.05%, la resistencia de 540 MPa o mayor es difícil de obtener. El valor, del límite inferior se define por lo tanto como 0.05%. Por otro lado, la razón para definir el contenido de C como 0.20% o menos es que cuando los contenidos de C exceden 0.20%, el fracción volumétrica de la estructura dura fin. Se vuelve muy grande, de manera que incluso si la diferencia de orientación de los cristales entre la mayor parte de la estructura dura y la ferrita es de 9° o menos, la fracción volumétrica de estructuras duras presente de manera inevitable no tienen la relación de orientación de los cristales antes mencionada se vuelve excesiva, haciendo con esto imposible inhibir la concentración de distorsión y la formación de microhuecos en las interfaces y bajando de esta manera el valor de la extensión de agujero.
Si: 0.3 hasta 2.0% Si es un elemento de reforzamiento y, más aún, debido a que no entra en la cementita en solución sólida, inhibe la formación de cementita gruesa en las interfaces. La adición de Si de 0.3% o más se necesita porque cuando se adiciona menos de 0.3%, se obtiene el no reforzamiento por reforzamiento de solución sólida y la formación de cementita gruesa en las interfaces no se puede inhibir. Por otro lado, la adición de más de 2.0% aumenta de forma excesiva la austenita retenida, degradando con esto la extensibilidad de agujero y propiedad de conformabilidad de la pestaña por estiramiento seguido de troquelado o corte. El limite superior por lo tanto se debe definir como 2.0%. Además, el óxido de Si imparte humectabilidad en la galvanización por inmersión en baño caliente y por lo tanto es una causa de los defectos de no galvanización. En la producción de chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente, por lo tanto, el potencial de oxigeno en el horno se debe controlar para inhibir la formación de óxido Si en la superficie de la chapa de acero.
Mn: 1.3 hasta 2.6% Mn es un elemento de reforzamiento de la solución sólida, y debido a que también es un elemento de estabilización de austenita, inhibe la transformación de austenita a perlita. En un contenido de menos de 1.3%, la velocidad de transformación de perlita es muy rápida, de manera que una estructura de chapa de acero de ferrita y bainita compuesta no se puede realizar, haciendo imposible obtener Ts de 540 MPa o más. La extensibilidad de agujero también es deficiente. El limite inferior de contenido de Mn por lo tanto se define como 1.3% o más. Por otro lado, la adición de una gran cantidad de Mn promueve la co-segregación de P y S, degradando de forma notable con esto la facilidad de trabajo. El limite superior de contenido de Mn por lo tanto se define como 2.6%.
P: 0.001 hasta 0.03% P tiende a segregarse en la mitad del espesor de la chapa de acero y provoca fragilidad de la soldadura. En un contenido que exceda 0.03%, la fragilidad de la soldadura se vuelve conspicua, de manera que el intervalo de contenido adecuado se define como 0.03% o menos. Aunque no necesita definirse un limite inferior de P, obtener un contenido de menos de 0.001% es desventajoso económicamente, de manera que este valor preferiblemente se define como el límite inferior.
S: 0.0001 hasta 0.01% S afecta de forma adversa la soldabilidad así como la productividad al momento de colado y laminado en caliente. El límite superior de contenido de S por lo tanto se define como 0.01% o menos. Aunque no necesita definirse un límite inferior de S, obtener un contenido de menos de 0.0001% es desventajoso de forma económica, por lo que este valor preferiblemente se define como el límite inferior. Más aún, S se combina con Mn para formar MnS grueso, lo cual disminuye la extensibilidad de agujero. Por lo tanto, para mejorar la extensibilidad de agujero, el contenido de S se debe conservar tan bajo como sea posible.
Al : 2.0% o menos Al promueve la formación de ferrita y por lo tanto se puede adicionar para mejorar la ductilidad. También se puede utilizar como un desoxidante. Sin embargo, la adición excesiva de Al, aumenta el número de inclusiones a base de Al grueso y de esta forma provoca la degradación de la extensibilidad de agujero y defectos en la superficie. El limite superior de la adición de Al por lo tanto se define como 2.0%. Aunque no necesita definirse limite inferior, un contenido de 0.0005% o menos es difícil de obtener y, como tal, es el límite inferior considerable.
N: 0.0005 hasta 0.01% N forma nitruros gruesos que degradan la plegabilidad y extensibilidad de agujero, y por lo tanto la cantidad de N adicionado debe limitarse. Como esta tendencia se vuelve marcado cuando el contenido de N excede 0.01%, el intervalo del contenido de N se define como 0.01% o menos. Un contenido inferior es también más preferible debido a que N provoca la presencia de burbujas durante la soldadura. Aunque la invención puede presentar su efecto sin definir un límite inferior de contenido de N, obteniendo un contenido de N de menos de 0.0005% aumenta grandemente el costo de producción, de manera que este valor es el limite inferior considerable. 0: 0.0005 hasta 0.007% 0 forma óxidos que degradan la plegabilidad y extensibilidad de agujero, y por o tanto la cantidad de O adicionado debe limitarse. Se debe observar particularmente que los óxidos están generalmente presentes como inclusiones y cuando las inclusiones están presentes en una cara troquelada o cortada, los defectos tipo muesca o abolladuras grandes se forman en la cara, provocando concentración de tensión durante la extensión de agujero o trabajo fuerte y actúan como puntos de inicio para la formación de fisuras, provocando de esta manera la degradación importante de la extensibilidad de agujero y plegabilidad.
Como esta tendencia se vuelve fuerte cuando el contenido de O excede 0.007%, el limite superior del contenido de O se define como 0.007% o menos. La reducción del contenido de O a menos de 0.0005% ocasiona trabajo extra para la desoxidación durante la fabricación del acero, lo cual es económicamente indeseable porque origina excesivo aumento de costos, de manera que este valor se define como el limite inferior. Sin embargo, incluso si el contenido se reduce a menos de 0.0005%, los efectos de la invención, a saber TS de 540 MPa o mayor y excelente ductilidad, aún se pueden obtener.
Aunque la presente invención se base en un acero que contiene los elementos antes mencionados, los siguientes elementos se pueden incorporar a elección en adición a los elementos anteriores.
B: 0.0001 hasta 0.010% B es efectivo para el reforzamiento de la cota de grano y reforzamiento del acero en un contenido de 0.0001% o mayor, aunque un contenido que exceda 0.010%, no únicamente afecta la saturación de éste sino que la productividad durante el laminado en caliente disminuye, de manera que el limite de contenido superior se define como 0.010%.
Cr: 0.01 hasta 1.0% C es un elemento de reforzamiento y también importante para el mejoramiento de la templabilidad. En un contenido de menos de 0.01%, sin embargo, estos efectos no se observan. El límite inferior del contenido de Cr se define por lo tanto como 0.01%. el límite de contenido superior se define como 1% porque la adición a un contenido que excede 1% incrementa mucho el costo.
N: 0.01 hasta 1.0% Ni es un elemento de reforzamiento y también importante para el mejoramiento de la templabilidad . En un contenido de menos de 0.01%, sin embargo, estos efectos no se observan. El límite inferior del contenido de Ni se define por lo tanto como 0.01%. El limite de contenido superior se define como 1% porque la adición a un contenido que excede 1% incrementa mucho el costo.
Cu: 0.01 hasta 1.0% Cu es un elemento de reforzamiento y también importante para el mejoramiento de la templabilidad. En un contenido de menos de 0.01%, sin embargo, estos efectos no se observan. El límite inferior del contenido de Cr se define por lo tanto como 0.01%. En un contenido que exceda 1%, Cu tiene un efecto adverso en la productividad durante la producción y laminado en caliente. El límite de contenido superior se define por lo tanto como 1%.
Mo: 0.01 hasta 1.0% Mo es un elemento de reforzamiento y también importante para el mejoramiento de la templabilidad . En un contenido de menos de 0.01%, sin embargo, estos efectos no se observan. El limite inferior del contenido de Mo se define por lo tanto como 0.011. El limite de contenido superior se define como 1% porque la adición a un contenido que excede 1% incrementa mucho el costo.
Nb: 0.001 hasta 0.14% Nb es un elemento de reforzamiento. Ayuda a elevar la resistencia de la chapa de acero a través del reforzamiento del precipitado, reforzamiento de refinación de grano inhibiendo el crecimiento de grano de los cristales de ferrita, y reforzamiento de dislocación inhibiendo la recristalización. El limite inferior de contenido de Nb se define como 0.001% porque estos efectos no se observan en una cantidad de adición de Nb de menos de 0.001%. El limite superior de contenido de Nb se define como 0.14% porque la precipitación intensa de carbonitruros degrada la conformabilidad cuando el contenido de Nb excede 0.14%.
Ti: 0.001 hasta 0.14% Ti es un elemento de reforzamiento. Ayuda a elevar la resistencia de la chapa de acero a través del reforzamiento del precipitado, reforzamiento de refinación de grano inhibiendo el crecimiento de grano de los cristales de ferrita, y reforzamiento de dislocación inhibiendo la recristalización. El limite inferior de contenido de Ti se define como 0.001% porque estos efectos no se observan en una cantidad de adición de Ti de menos de 0.001%. El limite superior de contenido de Ti se define como 0.14% porque la precipitación intensa de carbonitruros degrada la conformabilidad cuando el contenido de Ti excede 0.14%.
V: 0.001 hasta 0.14% V es un elemento de reforzamiento. Ayuda a elevar la resistencia de la chapa de acero a través del reforzamiento del precipitado, reforzamiento de refinación de grano inhibiendo el crecimiento de grano de los cristales de ferrita, y reforzamiento de dislocación inhibiendo la recristalización. El limite inferior de contenido de V se define como 0.001% porque estos efectos no se observan en una cantidad de adición de V de menos de 0.001%. El límite superior de contenido de V se define como 0.14% porque la precipitación intensa de carbonitruros degrada la conformabilidad cuando el contenido de V excede 0.14%.
Uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, y REM: Total de 0.0001 hasta 0.5% Ca, Ce, Mg, y REM son elementos utilizados para la desoxidación. La incorporación de uno o dos o más elementos seleccionados de este grupo en un contenido total de 0.0001% o más reduce el tamaño de óxido después de la desoxidación, contribuyendo con esto al mejoramiento de la extensibilidad de agujero.
Sin embargo, un contenido total que exceda 0.5% afecta de forma adversa la conformabilidad. El contenido total de los elementos se define por lo tanto como 0.0001 a 0.5%. Observe que REM es una abreviatura de "metales de tierras raras," los cuales son elementos en la serie lantanoide. REM y Ce en general se adicionan contenidos en la aleación de metales céricos, los cual en adición a La y Ce también pueden contener otros elementos de la serie lantanoide en combinación. La invención presenta sus efectos incluso si los elementos de la serie lantanoide diferentes a La y Ce están contenidos como impurezas inevitables. Los efectos de la presente invención se manifiestan incluso si La y Ce metálicos se adicionan.
Las razones para definir las condiciones de producción de la chapa de acero de la invención se explicará más adelante .
Se sabe que debido a que la martensita y bainita se transforman de la austenita, tienen una relación de orientación especifica con la austenita. Por otro lado, se sabe que en el caso donde una chapa de acero laminada en frío se somete a recocido en la región monofásica de austenita y después se enfría gradualmente para formar ferrita en los límites de grano de la austenita, en algunos casos puede haber una relación de orientación de los cristales específica entre la austenita y ferrita.
Sin embargo, cuando la chapa de acero laminada en frío es recocida en la región de dos fases, la ferrita recristalizada formada en la ferrita trabajada y la austenita formada con cementita y bainita presentes en la chapa de acero laminada en caliente como núcleos no asume fácilmente una relación de orientación de los cristales específica porque se nuclean en diferentes lugares. La Fig. l(ii) muestra de forma esquemática el estado de la transformación de fase en el caso de calentar la chapa de acero laminada en frío a Acl o más en una velocidad de aumento de temperatura ordinaria.
Como resultado, en el caso del recocido en la región de dos fases, ha sido imposible controlar las relaciones de orientación de las estructuras duras (bainita, martensita y similares) formadas por la transformación de ferrita y austenita presentes entre las estructuras de la chapa de acero .
Los inventores realizaron un estudio del cual ellos descubrieron que las estructuras duras con una diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o en relación con la fase principal de ferrita se pueden formar, durante el recocido después de laminado en frío, controlando la relación de orientación de los cristales entre las estructuras de ferrita y austenita durante el proceso de elevación de temperatura y, en el proceso de enfriamiento después del recocido, controlando la relación de la orientación de los cristales de las estructuras duras transformadas de la austenita.
Como resultado, se hace posible producir una chapa de acero de resistencia alta mejorada sin degradación de la ductilidad o extensibilidad de agujero, es decir, teniendo al mismo tiempo resistencia de tracción máxima de 540 MPa o más, ductilidad y extensibilidad de agujero.
Ahora sigue una explicación de las condiciones de producción para realizar el recocido después del laminado en frió para formar estructuras duras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con la fase principal de la ferrita es menos de 9°.
Primero, en el proceso de elevación de la temperatura durante el recocido después del laminado en frió, la relación de la orientación de los cristales entre las estructuras de ferrita y austenita son controladas. Por esto, es necesario establecer durante el paso de la chapa de acero a través de la linea de recocido continua una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRI) °C/seg o menos entre 600°C y la temperatura máxima de calentamiento.
La recristalización ocurre de forma ordinaria más fácilmente al aumentar la temperatura. Sin embargo, la transformación de cementita a austenita progresa mucho más rápido que la recristalización. De esta manera, como se muestra en la letra d de la Fig. l(ii), cuando el calentamiento se realiza simplemente a una temperatura alta, ocurre la transformación de cementita a austenita, y la recristalización de ferrita progresa después de esto. Por esto, es imposible controlar la relación de orientación de los cristales como se necesita para la presente invención.
Más aún, debido a que los elementos de aleación como pueden ser C y Mn también retardan la recristalización, la recristalización es lenta en una chapa de acero de alta resistencia que contiene una gran cantidad de estos elementos de aleación, lo que hace aún más difícil controlar la relación de orientación de los cristales.
De esta manera, en la presente invención, el control de la transformación de cementita a austenita y la recristalización de ferrita se realiza controlando la velocidad de calentamiento. Específicamente, como se muestra de forma esquemática en la letra c de la Fig. l(i), la velocidad de calentamiento se . controla para completar la recristalización de la ferrita antes de la transformación de cementita a austenita, y, como se muestra en la letra d de la Fig. l(i) la cementita se transforma a austenita durante el calentamiento subsiguiente o durante el recocido.
En la presente invención, la velocidad de calentamiento (HR1) entre 200 y 600°C se define como 15°C/seg o menos para completar la recristalización de la ferrita por adelantado de la reaustenitización de cementita y perlita a austenita.
A una velocidad de calentamiento mayor de 15°C/seg, la reaustenitización comienza antes de que la recristalización de la ferrita esté completa y la relación de orientación de la austenita formada después de esto no se puede controlar. Esto es por lo cual el limite superior de la velocidad de calentamiento se define como 15°C/seg o menos.
La razón para definir el limite inferior de la velocidad de calentamiento como 2.5°C/seg es como sigue: Cuando la velocidad de calentamiento como 2.5°C/seg, la densidad de dislocación es baja, lo cual disminuye el número de sitios de nucleación de ferrita recristalizada, de manera que la reaustenitización procede más rápidamente que la recristalización de la ferrita incluso si la velocidad de calentamiento entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima se controla dentro del intervalo de la presente invención. Como resultado, la relación de orientación de los cristales entre ferrita y austenita se pierde, de manera que la relación de orientación especifica no está presente entre ferrita y bainita incluso si se realiza la retención en una temperatura predeterminada en el proceso de enfriamiento después del recocido. Por lo tanto no se pueden materializar los efectos de extensibilidad de agujero excelente, propiedad BH, y resistencia a la fatiga. Además, la disminución en sitios de nucleación de ferrita recristalizada puede provocar engrosamiento de la ferrita recristalizada y persistencia de la ferrita no recristalizada. El engrosamiento de la ferrita es indeseable porque provoca ablandamiento, al mismo tiempo que la presencia de ferrita no recristalizada es indeseable porque degrada fuertemente la ductilidad.
Por otro lado, la velocidad de calentamiento (HR2) entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima debe ser (0.6 x HRl)°C/seg o menos.
Cuando la chapa de acero se calienta al punto de transformación Acl o más alto, la cementita empieza a transformarse en austenita. Los inventores aprendieron que cuando la velocidad de calentamiento está dentro del intervalo antes mencionado en este momento, la austenita que tiene una relación de orientación especifica con la ferrita se puede formar en las interfaces entre la ferrita recristalizada y la cementita. Los detalles de los mecanismos implicados son poco claros.
Esta austenita crece durante el calentamiento y enfriamiento subsiguiente, y la cementita se transforma completamente a austenita. Como resultado, se vuelve posible controlar la relación de orientación de los cristales entre la ferrita recristalizada y austenita incluso en el caso de realizar el recocido en la región de dos fases.
Cuando la velocidad de calentamiento es más rápida que (0.6 x HRl)°C/seg, la velocidad de formación de austenita que no tienen la relación de orientación específica se vuelve alta. Por lo tanto, incluso si, como se indica posteriormente, la retención en 450 a 300°C durante 30 seg o más se realiza en el proceso de enfriamiento después del recocido, la diferencia de orientación de los cristales entre la ferrita de fase principal y las estructuras duras no se puede controlar a menos de 9° o menos. En vista de esto, el limite superior de la velocidad de calentamiento se define como (0.6 x HRl)°C/seg.
Aunque los efectos de la invención, a saber resistencia a la tracción máxima de 540MPa o mayor y el establecimiento de forma simultánea de extensibilidad de agujero y ductilidad, se pueden obtener incluso si la velocidad de calentamiento se reduce a un nivel extremadamente bajo, la reducción excesiva de la velocidad de calentamiento daña la productividad. La velocidad de calentamiento entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima es preferiblemente de (0.1 x HRl)°C/seg o mayor.
La temperatura de calentamiento máxima en el recocido se fija en el intervalo de 760°C al punto de transformación Ac3. Cuando esta temperatura es menos de 760°C, se necesita mucho tiempo para la reaustenitización de la cementita y perfila a austenita. Más aún, cuando la temperatura máxima alcanzada es menos de 760°C, algo de cementita y perlita no se pueden transformar a austenita y permanecen en la estructura de la chapa de acero después del recocido. Como la cementita y la perlita son gruesas, son indeseables porque provocan degradación de la extensibilidad de agujero. Y debido a que la bainita y martensita formadas por la transformación de austenita, y la sustenita misma, se transforman a martensita durante el trabajo, permitiendo con esto la materialización de la resistencia de 540 MPa o mayor, la falla de algo de cementita y perlita para transformarse a austenita origina una deficiencia de las estructuras duras y hace imposible obtener la resistencia de 540 MPa o más. El limite inferior de la temperatura de calentamiento máxima por lo tanto debe definirse como 760°C.
Por otro lado, aumentar la temperatura de calentamiento de forma excesiva es económicamente indeseable. De manera que el limite superior de la temperatura de calentamiento preferiblemente es el punto de transformación Ac3 (Ac3 °C) .
El punto de transformación Ac3 se determina mediante la siguiente fórmula: Ac3 = 910 - 203 x (C)1 2 + 44.7 x Si - 30 x Mn + 700 x P + 400 x Al - 11 x Cr - 20 x Cu - 15.2 x Ni + 31.5 x Mo + 400 x Ti.
Después del recocido, se necesita el enfriamiento entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más.
Cuando la velocidad de enfriamiento es muy baja, la austenita se transforma a estructura de perlita en un proceso de enfriamiento, de manera que la cantidad de estructuras necesarias para la resistencia de 540 MPa o más no se puede asegurar. Aunque aumentar la velocidad de enfriamiento no provoca problemas con respecto a la calidad del acero, el aumento excesivo de la velocidad de enfriamiento aumenta el costo de producción, de manera que el limite superior preferiblemente se define como 200°C/seg. El método de enfriamiento puede ser cualquiera de: enfriado por rodillo, enfriado por aire, enfriado por agua, o una combinación de estos.
En la presente invención, después es necesario retener la chapa de acero en el intervalo de temperatura de 450°C a 300°C durante 30 seg o más. Esto es para transformar la austenita a banita y martensita de una diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o en relación con la ferrita de la fase principal.
Cuando la retención se realiza en un intervalo de temperatura que excede 450°C, la extensibilidad de agujero se degrada severamente debido a la precipitación de cementita gruesa en los limites del grano. La temperatura del limite superior por lo tanto se define como 450°C. Por otro lado, cuando la temperatura de retención es menor de 300°C, casi no se forma bainita o martensita de una diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o, de manera que es imposible asegurar una adecuada fracción volumétrica de estructuras duras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con la ferrita de fase principal es menos de 9o. Por lo tanto la extensibilidad se vuelve marcadamente inferior. De manera que la temperatura de 300°C durante la retención durante 30 seg o más es la temperatura del limite inferior.
Cuando el tiempo de retención en el intervalo de temperatura de 450°C a 300°C es menos de 30 seg, se puede formar bainita y martensita de una diferencia de orientación de los cristales de menos de 9°, pero la fracción volumétrica de éstos es inadecuada y la diferencia de austenita se transforma a martensita en el proceso de enfriamiento subsiguiente, de manera que la mayor parte de las estructuras llega a tener una diferencia de orientación de los cristales de 9o o más, lo que hace la extensibilidad de agujero inferior. El limite inferior del tiempo de permanencia por lo tanto se define como 30 seg o más. Aunque los efectos de la presente invención se pueden obtener sin necesidad de ajusfar un limite superior para el tiempo de permanencia, aumentar el tiempo de permanencia es indeseable porque, al llevar a cabo el tratamiento térmico utilizando equipo de longitud limitada, representa la operación en una velocidad de paso de chapa de acero reducida y por lo tanto no es económica.
En esta invención, "retención" no significa solo retención isotérmica sino que se refiere al tiempo de permanencia en el intervalo de temperatura de 450 a 300°C. En otras palabras, es aceptable calentar a 450°C después de enfriarlo una vez a 300°C o enfriarlo a 300°C después de calentarlo a 450°C.
Sin embargo, este proceso de retención en el intervalo de temperatura de 450 a 300°C se debe realizar inmediatamente después del enfriamiento anterior entre 630°C y 570°C en una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más, y si una vez bajada la temperatura por debajo de 300°C en el proceso de enfriamiento entre 630°C y 570°C en una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más, la diferencia de orientación de los cristales ya no puede ser controlado incluso recalentando y reteniendo en el intervalo de temperatura de 450 a 300°C.
La explicación anterior de la producción de la chapa de acero de la presente invención aplicando el recocido antes mencionado a la chapa de acero laminada en frió será seguida por una explicación de las condiciones de producción y otras condiciones hasta el recocido, incluyendo la explicación de los mejores modos para poner en práctica la invención.
Una acero con la composición química se produce fundiendo en un convertidor, horno eléctrico o similar, el acero fundido se somete a desgasificación al vacío como sea necesario y cuela en una placa.
En la presente invención, la placa sometida a laminado en caliente no está limitada de forma particular. Cualquier placa, como puede ser una placa colada de forma continua o una producida con un colador de placa delgada o similar es aceptable. La invención también es compatible con el proceso de laminado directo del colado continuo (CC-DR) u otro de esos procesos que realizan el laminado en caliente inmediatamente después del fundido.
La temperatura de calentamiento de la placa laminada en caliente debe ser 1,050 o mayor. Si la temperatura de calentamiento de la placa es demasiado baja, la temperatura de laminado final cae debajo del punto de transformación Ar3, y como esto da como resultado el laminado de dos fases de ferrita y austenita, la placa laminada en caliente adopta una estructura de grano mezclado no uniforme que permanece no uniforme incluye después de los procesos de laminado en frío y recocido y hace inferior la ductilidad y extensibilidad de agujero.
Debido a que el acero de acuerdo con la presente invención está hecho para contener cantidades relativamente grandes de elementos e aleación para asegurar la resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o más después del recocido, su resistencia durante el laminado final también tiende a ser alta. Una disminución en la temperatura de calentamiento de la placa provoca una disminución en la temperatura de laminado final, lo cual además aumenta la carga de laminado, haciendo difícil el laminado y surgiendo un problema de defectos de configuración que ocurre en la placa de acero laminada. La temperatura de calentamiento de la placa por lo tanto se debe definir como 1,050°C o más.
Aunque los efectos de la presente invención se presentan sin ajustar de forma particular un limite superior de la temperatura de calentamiento de la placa, una temperatura de calentamiento excesivamente alta es indeseable desde el punto de vista económico, de manera que el limite superior de la temperatura de calentamiento preferiblemente se define como menos de 1,300°C.
La temperatura de laminado final se controla al punto de transformación A43 o más. Cuando la temperatura de laminado final está en la región de dos fases de austenita + ferrita, la inhomogeneidad estructural en la chapa de acero aumenta para degradar la conformabilidad después del recocido. La temperatura de laminado final por lo tanto preferiblemente es la temperatura de transformación Ar3 o más.
La temperatura de transformación Ar3 se puede constatar a partir de una composición de aleación mediante cálculos utilizando la siguiente fórmula: Ar3 = 901 - 325 x C + 33 x Si - 92 x (Mn + Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 + Mo/2) .
Aunque los efectos de la presente invención se presentan sin ajustar de forma particular un limite superior de la temperatura de acabado, el uso de una temperatura de laminado final que es excesivamente alta necesita que la temperatura se establezca haciendo alta la temperatura de calentamiento de la placa. El limite superior de la temperatura de laminado final por lo tanto preferiblemente se define como 1,000°C o menos.
La temperatura de enrollado después del laminado en caliente se define como 670°C o menos. A temperaturas más elevadas de 670°C, la ferrita y perlita gruesas llegan a estar presentes en la estructura laminada en caliente, lo cual aumenta la inhomogeneidad estructural después del recocido y degrada la ductilidad del producto final. El enrollado a una temperatura de 600°C o menos es más preferible desde el punto de vista de refinamiento de la estructura después del recocido para mejorar el equilibrio resistencia-ductilidad, dispersar de forma uniforme las dos fases, y mejorar la extensibilidad de aguj ero .
El enrollado a una temperatura más alta de 670°C es indeseable porque degrada el rendimiento de la limpieza con baño químico aumentando de forma excesiva el espesor de los óxidos formados en la superficie de la chapa de acero. Aunque los efectos se la presente invención se presentan sin ajusfar de forma particular un límite inferior de la temperatura de enrollado, la temperatura ambiente es el límite inferior considerable porque el enrollado a una temperatura debajo de la temperatura ambiente es técnicamente difícil. Es valioso observar que durante el laminado en caliente, las chapas laminadas en basto se pueden unir para realizar el laminado final de forma continua. También es posible enrollar una vez la chapa laminada en basto.
La chapa de acero laminada en caliente producida de esta manera se limpia con baño químico. La limpieza con baño químico permite la eliminación de óxidos de la superficie de la chapa de acero y por lo tanto es importante para mejorar la propiedad de tratamiento químico de laminado en frío del producto, chapa de acero de alta resistencia, y la propiedad de galvanización por inmersión en baño caliente de la chapa de acero laminada en frío para galvanizar por inmersión en baño caliente o galvanizar por inmersión en baño caliente, aleada. La limpieza con baño químico se puede realizar como una sola operación o dividirse en un número de operaciones.
La chapa de acero laminada en frío, limpiada con baño químico se lamina en frío en una reducción de 40 a 70% y pasó a través de una línea de recocido continuo o una línea de galvanización continua por inmersión en baño caliente. En una reducción de menos de 40%, es difícil mantener una configuración plana. Y la ductilidad del producto final disminuye. El límite de reducción inferior por lo tanto se define como 40%.
El límite de reducción superior se define como 70% porque el laminado en frío en una reducción mayor que esta es difícil debido a la ocurrencia de carga excesiva de laminado en frío. El intervalo de reducción preferible es de 45 a 65%. La presente invención presenta sus efectos sin ninguna necesidad particular para especificar el número de pases de laminado o la reducción de laminado en los pases respectivos.
En el caso del paso a través de una línea continua de recocido, el calentamiento se debe realizar a una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl)°C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima. Ese calentamiento se realiza para controlar la diferencia de orientación de los cristales entre la ferrita de fase principal y la austenita.
Después del tratamiento térmico, el laminado por laminación de endurecimiento preferiblemente se realiza para controlar la aspereza de la superficie, controlar la configuración de la chapa, e inhibir el alargamiento del punto de elasticidad. La reducción del laminado en este laminado por laminación de endurecimiento preferiblemente es en el intervalo de 0.1 a 1.5%. El limite inferior de la reducción laminado por laminación de endurecimiento se define como 0.1% porque en menos de 0.1% el efecto es pequeño y el control es difícil. El limite superior se define como 1.5% porque la productividad disminuye de forma marcada arriba de 1.5% el laminado por laminación de endurecimiento se puede realizar ya sea en línea o fuera de línea. El laminado por laminación de endurecimiento se puede realizar a la reducción deseada en un solo paso o un número de pasos.
En el caso de pasar la chapa de acero laminada en frió a través de un línea de galvanización por inmersión en baño caliente, la velocidad de calentamiento (HR1) en el intervalo de temperatura de 200 a 600°C es, por la misma razón como en el caso del paso a través una linea continua de recocido, definida como 2.5 a 15°C/seg. La velocidad de calentamiento entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima es, también por la misma razón como en el caso del paso a través de una linea continua de recocido, definida como (0.6 x HRI)°C/seg.
La temperatura de calentamiento máxima en este caso, también por la misma razón como en el caso del paso a través de una linea continua de recocido, se define para estar en el intervalo de 760°C al punto de transformación Ac3. Además el enfriamiento después del recocido por la misma razón como en el caso del paso a través de una linea continua de recocido, se necesita que sea de 3°C/seg. O mayor entre 630°C y 570°C.
La temperatura de la chapa en la inmersión de galvanización preferiblemente es en la región de temperatura entre 40°C inferior al baño de galvanización por inmersión en baño caliente y 50°C más alta que el baño de galvanización por inmersión en agua caliente.
El limite inferior de la temperatura del baño de inmersión déla chapa se define como (temperatura del baño de galvanización por inmersión en baño caliente - 40) °C porque cuando es inferior a esta temperatura, la extracción de calor en la entrada del baño se hace grande, provocando que algo del zinc fundido se solidifique lo cual degrada la apariencia de la galvanización. Sin embargo, cuando la temperatura de la chapa está debajo (temperatura de baño de galvanización por inmersión en baño caliente- 40) °C, la chapa se puede recalentar antes de la inmersión en el baño de galvanización a una temperatura de chapa de (temperatura de baño de galvanización por inmersión en baño caliente -40) °C o más alta y después se inmersa en el baño de galvanización. Cuando la temperatura de inmersión en el baño de galvanización excede (temperatura del baño de galvanización por inmersión en baño caliente + 50) °C, la elevación resultante en la temperatura del baño de galvanización provoca un problema operativo. El baño de galvanización puede ser un baño de zinc puro o adicionalmente puede contener Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr y otros elementos.
Cuando la placa galvanizada es aleada, la aleación se realiza a 460°C o más. Cuando la temperatura del tratamiento de aleación es menor de 460°C, la aleación procede de forma lenta, de manera que la productividad es deficiente. Aunque no se define limite superior particular, el limite superior considerable es de 600°C porque cuando la temperatura excede 600°C, forma carburos para reducir la fracción volumétrica de las estructuras duras (martensita, bainita, y austenita retenida) , haciendo difícil asegurar la resistencia de 540 MPa o más. El tratamiento térmico adicional de retención de la chapa de acero en intervalo de temperatura de (temperatura de baño de galvanización por inmersión en baño caliente + 50) °C a 300°C durante 30 seg o más se debe realizar antes, después o ambos antes y después de la inmersión en el baño de galvanización.
La razón para definir el límite superior de esta temperatura de tratamiento térmico como (temperatura de baño de galvanización por inmersión en baño caliente + 50) °C es que arriba de esta temperatura la formación importante de cementita y perlita reduce la fracción volumétrica de las estructuras duras hace difícil la obtención de una resistencia de 540 MPa o más. Por otro lado, cuando la temperatura es menor de 300°C, entonces, por una razón no entendida completamente, las estructuras duras de una diferencia de orientación de los cristales mayor de 9° se forman de manera abundante, por lo que una fracción volumétrica adecuada de estructuras duras con una diferencia de orientación de los cristales en relación con la ferrita de fase principal de menos de 9° no se puede asegurar. El limite inferior de la temperatura de tratamiento térmico por lo tanto se define como 300°C o mayor.
El tiempo de retención debe ser de 30 seg o más. Cuando el tiempo de retención es menor de 30 seg, entonces, por una razón no entendida completamente, las estructuras duras de una diferencia de orientación de los cristales mayor de 9°se forman de manera abundante, de manera que una fracción volumétrica adecuada de las estructuras duras con una diferencia de orientación de los cristales de menos de 9° no puede asegurarse y por lo tanto la extensibilidad de agujero se vuelve inferior. Por esta razón, el limite inferior del tiempo de permanencia se define como 30 segundos o más.
Aunque los efectos de la presente invención se pueden obtener sin necesidad de ajusfar un limite superior del tiempo de permanencia, aumentar el tiempo de permanencia es indeseable porque, al llevar acabo el tratamiento térmico utilizando equipo de longitud limitada, representa la operación en una velocidad de paso de chapa de acero reducida y por lo tanto no es económica.
El tiempo de retención en este caso no significa solo retención isotérmica sino que se refiere al tiempo de permanencia en el intervalo de temperatura y enfriamiento y calentamiento gradual dentro del intervalo de temperatura también están incluidos.
El tratamiento térmico adicional en el intervalo de (temperatura de baño de galvanización por inmersión en baño caliente + 50) °C hasta 300aC durante 30 seg o más también se puede realizar antes, después o ambos antes y después de la inmersión en el baño de galvanización. La razón es que a medida que las estructuras duras con una diferencia de orientación de los cristales en relación con la ferrita de fase principal de menos de 9° se pueden asegurar, los efectos de la invención, a saber resistencia de 540 MPa o más y ductilidad excelente y extensibilidad, se pueden obtener sin importar las condiciones bajo las cuales se realice el tratamiento térmico adicional.
Después del tratamiento térmico, el laminado por laminación de endurecimiento preferiblemente se realiza para controlar la aspereza de la superficie, controlar la configuración de la chapa, e inhibir el alargamiento en el limite de elasticidad. La reducción de laminado en este laminado por laminación de endurecimiento preferiblemente es en el intervalo de 0.1 a 1.5%. el limite inferior de la reducción de laminado por laminación de endurecimiento se define como 0.1% porque en menos de 0.1% el efecto es pequeño y difícil de controlar. El límite superior se define como 1.5% porque arriba de 1.5% disminuye la productividad de forma marcada. El laminado por laminación de endurecimiento se puede realizar ya sea en línea o fuera de línea. El laminado por laminación de endurecimiento se puede realizar a la reducción deseada en un solo paso o un número de pasos.
Además, la aplicación de galvanización que, con el propósito de mejorar más la adhesión de galvanización, contiene Ni, Cu, Co y Fe de forma individual o en combinación no sale del punto esencial de la presente invención .
Además, están disponibles diferentes procesos para el recocido antes de la galvanización, que incluyen: el proceso Sendzimir de "Después de desengrasar y limpiar con baño químico, calentar en una atmósfera no oxidante, recocer en una atmósfera reducida que contenga H2 y N2 enfriando a cerca de la temperatura del baño galvánico, y la inmersión en el baño galvánico;" el método de horno de reducción total de "Regulando la atmósfera durante el recocido, oxidando primero la superficie de la chapa de acero, después realizando la reducción para hacer la limpieza antes de galvanizar, y después de esto la inmersión en el baño galvánico;" y el proceso para fundir de "Desengrasar y limpiar con baño químico la chapa de acero, realizar el tratamiento para fundir utilizando cloruro de amonio o similar, y la inmersión en el baño galvánico." La invención presenta sus efectos sin importar las condiciones bajo las cuales se realice el tratamiento .
Más aún, sin la necesidad de una técnica de recocido antes del galvanizado, funciona para aprovechar la humectabilidad y la reacción de aleación en el caso de alear la placa para controlar el punto de condensación durante el calentamiento a menos de 20°C o más.
Se debe observar que la electrogalvanización de la chapa de acero laminada en frío en ninguna forma priva a la chapa de acero de la resistencia a la tracción, ductilidad o extensibilidad de agujero que posee. En otras palabras, la chapa de acero de la presente invención también es adecuada como un material para electrogalvanización . Los efectos de la presente invención también se pueden obtener en una chapa de acero que se proporciona con un recubrimiento orgánico o capa galvánica .
Aunque el material de chapa de acero galvanizado de alta resistencia, alta ductilidad, excelente en conformabilidad y extensibilidad de agujero de acuerdo con la presente invención, en principio, se produce a través de del proceso de fabricación de acero ordinario de refinamiento, aceración, colado, laminado en caliente y laminado en frío, incluso si es producido sin realizar alguno o todos estos procesos, sin embargo presenta los efectos de la presente invención en cuanto a que se satisfagan las condiciones de acuerdo con la presente invención .
EJEMPLOS Los ejemplos de la presente invención se explican en detalle en lo que sigue.
Cada una de las placas que tienen las composiciones que se muestran en la Tabla 1 se calentaron a 1, 200°C, se laminaron en caliente a una temperatura de laminado en caliente final de 900°C, se enfriaron con agua en una zona de enfriamiento por agua, y después se enrollaron en la temperatura que se muestra que se muestra en la Tabla 2 o 3. La chapa laminada en caliente se limpió con baño químico, después de lo cual la chapa laminada en caliente de 3 mm de espesor se laminó en frío a 1.2 mm par obtener una chapa laminada en frío.
Cada una de las chapas laminadas en frío se trató con el calor del recocido bajo las condiciones que se muestran en la Tabla 2 o 3, y se recocieron utilizando una línea de recocido. La atmósfera del horno se estableció uniendo un aparato para introducir H20 y C02 generado quemando un gas mezclado de CO Y H2, e introduciendo gas N2 conteniendo 10% en volumen de H2 y controlado para tener un punto de condensación de menos de 40°C. El recocido se realizó bajo las condiciones que se muestran en la Tabla 2 o 3.
Las chapas de acero galvanizadas se recocieron y galvanizaron utilizando una línea continua de galvanización por inmersión en baño caliente. La atmósfera del horno se estableció para asegurar la facilidad de galvanización uniendo un aparato para introducir H20 y CO2 generado quemando un gas mezclado de CO Y H2, e introduciendo gas N2 conteniendo 10% en volumen de H2 y controlado para tener un punto de condensación de menos de 10°C. El recocido se realizó bajo las condiciones que se muestran en la Tabla 2 o 3. Particularmente en el caso de aceros con alto contenido de Si designado C, F y H, debido a los defectos de no galvanización y retardo de aleación que tienden a ocurrir si no se realiza el control de la atmósfera el horno antes mencionado, la atmósfera (potencial de oxigeno) tiene que controlarse en el caso de someter aceros de alto contenido de Si al tratamiento de aleación o galvanización por inmersión en baño caliente.
A continuación, algunas de las chapas de acero se sometieron a tratamiento de aleación en el intervalo de temperatura de 480 a 590°C. El peso del recubrimiento de la galvanización de zinc por inmersión en baño caliente fue de aproximadamente 50 g/m2 por lado.
Por último, las chapas de acero obtenidas se laminaron por laminación de endurecimiento en una reducción de 0.4%.
Tabla 1 {% en masa) El subrayado indica condición fuera del alcance de la invención (También en las Tablas 2 a 5) Tabla 2 CR: chapa de acero laminada en frío, Gl: chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente; GA: chapa de acero galvanizada por inmersión en baiio caliente, aleada "-" indica que el proceso no se realizó.
Tabla 3 (continuación de la Tabla 2) Las chapas de acero laminadas en frío obtenidas, las chapas de acero galvanizadas por inmersión en baño caliente y las chapas de acero galvanizadas por inmersión en baño caliente, aleadas se probaron por tracción para determinar su tensión de elasticidad (YS) , tensión de tracción máxima, y alargamiento total (El) . La prueba de extensibilidad de agujero también se realizó para medir la relación de extensión de agujero.
Debido a su estructura compuesta, las chapas de acero de la presente invención frecuentemente no presentan alargamiento en el limite de elasticidad. La tensión de elasticidad por lo tanto se midió por el método de desplazamiento de 0.2%. Las muestras que tuvieron una TS x El de 16, 000 (MPa x %) o más se consideraron como chapas de acero de alta resistencia con buen equilibrio de de resistencia y ductilidad.
Para evaluar la relación de extensión de agujero (?) se troqueló un agujero circular de 10 mm de diámetro en un huelgo de 12.5% y, con la desbastación del lado de la matriz, el agujero se expandió con un troquelado cónico de 60°. La prueba de extensión de agujero se repitió cinco veces bajo cada serie de condiciones y el promedio de los resultados de las cinco pruebas se definió como la relación de extensión de agujero. Las muestras que tuvieron una TS x ? de 40,000 (PMa) x %) o más se consideraron chapas de acero de alta resistencia con buen equilibrio de resistencia y extensibilidad de agujero.
Las muestras que tuvieron buen equilibrio de resistencia y ductilidad y buen equilibrio de resistencia y extensibilidad de agujero se consideraron chapas de acero de alta resistencia con buen equilibrio de extensibilidad de agujero y ductilidad.
La medición de resistencia a la fatiga se realizó de acuerdo con el Método de Prueba de Fatiga de Flexión Plana descrito en JIS z 2275. La prueba se realizó en una relación de fatiga de menos 1 y la velocidad de repetición de flexión de 30 Hz utilizando una pieza de prueba JIS No. 1 con una región de calibre de un ancho mínimo de 20 mm y R = 42.5 mm. La prueba se realizó en n = 3 en cada tensión y la tensión máxima en la cual todas las piezas de prueba N = 3 permanecieron sin fractura después de ciclos de repetición de 10 millones se consideró la resistencia a la fatiga. El valor obtenido por dividiendo este valor por la resistencia de tracción máxima se llamó la relación de límite de fatiga (= Resistencia de fatiga / Resistencia de tracción máxima) y una muestra que tiene una relación de limite de fatiga de 0.5 o más se consideró que es una chapa de acero excelente en resistencia a la fatiga.
A continuación, se determinaron las microestructuras de chapa de acero y se midió la relación de orientación de los cristales entre la ferrita y las estructuras duras.
En la determinación de microestructura, se utilizó la técnica descrita anteriormente para identificar las estructuras diferentes. Sin embargo, la austenita retenida puede, cuando su estabilidad química es baja, transformarse a martensita si pierde la restricción de la cota de grano de los granos de cristal circundantes debido al pulido o exposición de la superficie libre en el momento en que se prepara la pieza de prueba para la observación de la microestructura. Como resultado, puede surgir una diferencia entre la fracción volumétrica de la austenita retenida contenida en la chapa de acero medida directamente como puede ser medición de rayos X y la de la austenita retenida presente en la superficie medida después de la exposición de la superficie libre mediante el pulido o algo similar.
En esta invención, fue necesario medir la relación de orientación de los cristales entre la ferrita de fase principal y las estructuras duras mediante la técnica FESE -EBSP . Por lo tanto las microestructuras se determinaron después del pulido de la superficie.
La diferencia de orientación entre la ferrita contigua y la estructura dura se midió por medio de la técnica antes mencionada y se clasificó como sigue: E (Excelente) : La proporción de todas las estructuras duras que se toma en cuenta para las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o es de 50% o más, F (Regular) : La proporción de todas las estructuras duras que se toma en cuenta para las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o es de 30% o más, P (Deficiente): La proporción de todas las estructuras duras se toma en cuenta para las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales de menos de 9° es de 30%.
Un mejoramiento particularmente marcado en la relación de extensión de agujero se observó cuando la proporción de todas las estructuras duras que se tomaron en cuenta para las estructuras duras con diferencia de orientación de los cristales de menos de 9o es de 50% o más. Por lo tanto este intervalo se definió como el intervalo de la invención .
La Fig. 2 es una serie de imágenes de ejemplo mediante el mapeo de Calidad de Imagen (IQ) FESE -EBSP obtenida a partir de las chapas de acero de la invención y comparativas .
En la chapa de acero (i) de la invención, las diferencias de orientación de los cristales entre ferrita: 1 y bainita contigua : A y entre ferrita 2 : y bainita contigua : B, C son todos de menos de 9o, y la martensita D : está rodeada por bainita C. Por el contrario, en la chapa de acero comparativa (ii), la bainita: E, F, ambas tienen diferencias de orientación de los cristales de mas de 9° en relación con toda la ferrita contigua a estos.
Las Tablas 4 y 5 muestran los resultados de las mediciones para las chapas de acero obtenidas.
Tabla 4 F: Ferrita, P: Perlita, B: Bainita, : Martensita, RA: Austenita retenida, C: Cementita Indica que la vainita y martensita no se transforman porque la austenita se descompone antes de la transformación de la martensita.
Tabla 5 (continuación ele la Tabla En las chapas designadas A-1, 4, 5, 7 a 10, 12 y 13, B-l a 3, C-l, 6 y 7, D-l, E-l, F-l a 3, G-l, 2, 5 y 6, H-l, 4 y 5, 1-1, J-l, y K-l, 2, 6 y 7 en las Tablas 4 y 5, las composiciones químicas de las chapas de acero estuvieron dentro del intervalo especificado por la presente invención y sus condiciones de producción también estuvieron dentro de los intervalos especificados en la presente invención. Como resultado, la proporción de las estructuras duras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con la ferrita de fase principal fue de menos de 9° fue grande, de manera que el uso de estructuras duras para el reforzamiento de estructura no degradó la extensibilidad de agujero. En otras palabras, se pudo asegurar un alto nivel de extensibilidad de agujero al mismo tiempo que también aprovecha el mejoramiento en equilibrio resistencia y ductilidad debido al reforzamiento de la estructura. Y la resistencia a la fatiga se mejoró de forma simultánea.
Como resultado, fue posible producir chapas de acero de una resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o más que tuvieron un equilibrio extremadamente bueno entre ductilidad y extensibilidad de agujero, así como buena resistencia a la fatiga.
Por otro lado, en los aceros designados A-2 y 3, C-4, G-4, 1-3, y K-3, 4 y 8 en las Tablas 4 y 5, las condiciones de calentamiento no satisficieron los requerimientos del intervalo de la presente invención, y debido a la proporción de estructuras duras cuya diferencia de orientación en relación con la ferrita fue mayor de 9° fue por lo tanto grande, el valor del índice de extensibilidad de agujero TS x ? fue bajo, es decir, menos de 40,000 MPa x %), de manera que la extensibilidad de agujero fue deficiente. Además, la relación de límite de fatiga en ciclos de 10 millones fue debajo de 0.5, indicando que no se observó efecto de mejoramiento de resistencia a la fatiga.
En los aceros designados A-6, 11, 14 y 15, C-2 y 3, G-3 y 7, H-2, 3, 6 y 7, 1-2, y K-5 y 9 en las Tablas 4 y 5, el hecho de que, con las chapas de acero laminadas en frío, el tiempo de permanencia en el intervalo de temperatura de 300 a 450°C fue menos de 30 seg, y que, con las chapas de acero galvanizadas por inmersión en baño caliente, el tiempo de permanencia en el intervalo de temperatura ((temperatura de baño de galvanización + 50) °C hasta 300°C fue menos de 30 seg, provocó que la proporción de estructuras duras cuya diferencia de orientación de los cristales en relación con la ferrita que fue mayor de 9° fuera grande, de manera que el valor del índice de extensibilidad de agujero TS x ? fue bajo, es decir, menos de 40,000 (P a x %), y la extensibilidad de agujero fue por lo tanto deficiente. Además, la relación de límite de fatiga fue debajo de 0.5, indicando que no se observó efecto de mejoramiento de resistencia a la fatiga .
En los aceros designados A-16 en la Tabla 4, no se pudo materializar la resistencia alta por la austenita transformada a perlita como resultado de la velocidad de enfriamiento excesivamente baja en el intervalo de temperatura de 630 a 570°C. Más aún, el equilibrio de resistencia y ductilidad, extensibilidad de agujero y resistencia a la fatiga, todos fueron deficientes.
En los aceros designados C-5 en la Tabla 4, la temperatura de recocido baja de 740°C provocó que la perlita formada durante el laminado en caliente y la cementita formada en la esferoidización de la perlita permaneciera en la estructura de la chapa de acero, y como esto hizo imposible asegurar una fracción volumétrica adecuada de estructuras duras de bainita y martensita, la alta resistencia no se pudo materializar. Más aún, el equilibrio de resistencia y ductilidad, expansibilidad de agujero y resistencia a la fatiga, fueron todos deficientes.
En los aceros designados L-l a 3 en la Tabla 5, debido a los bajos contenidos de Si y n de 0.01% y 1.12%, respectivamente, fue imposible inhibir la transformación de la perlita en el proceso de enfriamiento después del recocido para asegurar las estructuras duras como bainita, martensita y austenita retenida, de manera que la resistencia alta de 540 MPa o más no se puede establecer .
En los aceros designados M-l a 3 en la Tabla 5, el bajo contenido de C de 0.034% hizo imposible asegurar una cantidad adecuada de estructuras duras, de manera que la alta resistencia de 540 MPa o más no se pudo establecer.
En los aceros designados N-l a 3 en la Tabla 5, debido al alto contenido de Mn de 3.2%, una vez que disminuyó la fracción volumétrica de ferrita durante el recocido, no se pudo producir una cantidad adecuada de ferrita en el proceso de enfriamiento. Como resultado, el equilibrio de resistencia y ductilidad fue inferior de forma marcada.
Además, las chapas de acero de estos aceros tuvieron relación de limite de fatiga debajo de 0.5, indicando que no se observó efecto de mejoramiento de resistencia a la fatiga .
APLICABILIDAD INDUSTRIAL Esta invención proporciona, a bajo costo, chapas de acero cuya resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o mayor es idealmente adecuada para miembros estructurales automotivos, miembros de reforzamiento y miembros de suspensión, las cuales combinan buena ductilidad y extensibilidad de agujero para ofrecer conformabilidad altamente excelente, y las cuales también son excelentes en resistencia a la fatiga. Como estas chapas son altamente adecuadas para utilizarse en, por ejemplo, miembros estructurales automotivos, miembros de reforzamiento y miembros de suspensión, se puede esperar que hagan una gran contribución a la reducción de pesos de los automóviles y de esta manera tener un efecto muy benéfico en la industria.

Claims (1)

  1. REIVINDICACIONES Una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, también excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en que: Contiene, en % en masa, C: 0.05% a 0.20%, Si: 0.3 a 2.0%, Mn: 1.3 a 2.6%, P: 0.001 a 0.03%, S: 0.0001 a 0.01%, Al : 2.0% o menos, N: 0.0005 a 0.0100%, O: 0.0005 a 0.007%, y La diferencia de hierro e impurezas inevitables; y que tiene una estructura de chapa de acero compuesta principalmente de ferrita y estructura dura, una diferencia de orientación de los cristales entre alguna ferrita contigua a la estructura dura y la estructura dura de menos de 9°, y una resistencia a la tracción máxima de 540 MPa o mayor. Una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y; ductilidad, también excelente en resistencia a la fatiga, de acuerdo con la reivindicación 1, además contiene, en % en masa, B: 0.0001 a menos de 0.010%. Una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, también excelente en resistencia a la fatiga, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, además contiene, en % en masa uno o dos o más de: Cr: 0.01 a 1.0%, Ni: 0.01 a 1.0%, Cu: 0.01 a 1.0%, y Mo: 0.01 a 1.0. Una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, también excelente en resistencia a la fatiga, de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, además contiene, en % en masa uno o dos o más de Nb, Ti y V en un total de 0.001 a 0.14%. Una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, también excelente en resistencia a la fatiga, de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, además contiene, en % en masa uno o dos o más de Ca, Ce, g, y REM en un total de 0.0001 a 0.5%. La chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también excelente en resistencia a la fatiga, contiene una chapa de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, que tiene un galvanizado a base de zinc en su superficie. Un método para producir una chapa de acero de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga caracterizada en que al calentar una placa colada con una composición química de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, directamente o después, una vez enfriada, a 1,050°C o más, se completa el laminado en caliente en o arriba del punto de transformación Ar3; se enrolla en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con baño químico seguido por reducción de laminado en frío de 40 a 70%; durante el paso a través de una línea de recocido continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HRl) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl) °C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima; recocido con la temperatura de calentamiento máxima ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; enrollado entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o mayor; y manteniéndose en un intervalo de temperatura de 450°C a 300°C durante 30 seg o más. El método para producir una chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en calentar una placa colada que tiene una composición química de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, directamente o después, una vez enfriada, a 1,050°C o más; completando el laminado en caliente en o sobre el punto de transformación Ar3; enrollada en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con un baño químico seguido por la reducción de laminado en frío de 40 a 70%; durante el paso a través de una línea de galvanización por inmersión en baño caliente continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HRl) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl)°C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima; recocida con la temperatura de calentamiento máxima ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; se enfria entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más a una temperatura de (temperatura de baño de galvanización -40) °C a (temperatura de baño de galvanización + 50) °C; y se mantiene en un intervalo de temperatura de (temperatura de baño de galvanización + 50) °C a 300°C durante 30 seg o más antes o después, cualquiera, o ambos antes y después de la inmersión en el baño de galvanización. El método para producir una chapa de acero galvanizada por inmersión en baño caliente, aleada, y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en calentar una placa colada con una composición química de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, directamente o después, una vez enfriada, a 1,050°C o más; completando el laminado en caliente en o sobre el punto de transformación Ar3; enrollada en un intervalo de temperatura de 400 a 670°C; se limpia con un baño químico seguido por la reducción de laminado en frío de 40 a 70%; durante el paso a través de una línea de galvanización por inmersión en baño caliente continua, se calienta a una velocidad de calentamiento (HR1) de 2.5 a 15°C/seg entre 200 y 600°C y una velocidad de calentamiento (HR2) de (0.6 x HRl)°C/seg o menos entre 600°C y la temperatura de calentamiento máxima; recocida con la temperatura de calentamiento máxima ajustada a 760°C al punto de transformación Ac3; se enfría entre 630°C y 570°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 3°C/seg o más a una temperatura de (temperatura de baño de galvanización - 40) °C a (temperatura de baño de galvanización + 50) °C; conduciendo un tratamiento de aleación a una temperatura de 460 a 540°C como se requiera, y manteniéndola en un intervalo de temperatura de (temperatura de baño de galvanización + 50) °C a 300°C durante 30 seg o más antes o después de la inmersión en el baño de galvanización o después del tratamiento de aleación o en total. El método para producir una chapa de acero electro-galvanizado y de alta resistencia con muy buen equilibrio entre extensibilidad de agujero y ductilidad, y también es excelente en resistencia a la fatiga, caracterizada en electro-galvanizar una chapa de acero producida de acuerdo con el método de la reivindicación 7.
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