ES2617477T3

ES2617477T3 - Lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con excelente ductilidad y expansibilidad, y lámina de acero galvanizada de alta resistencia, y método para fabricar las mismas

Info

Publication number: ES2617477T3
Application number: ES11825267.5T
Authority: ES
Inventors: Hiroyuki Kawata; Naoki Maruyama; Akinobu Murasato; Naoki Yoshinaga; Chisato Wakabayashi; Noriyuki Suzuki
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-09-16
Filing date: 2011-09-16
Publication date: 2017-06-19
Anticipated expiration: 2031-09-16
Also published as: EP2617849A4; CA2811189C; EP3034644A1; BR112013006143A2; EP3034644B1; MX2013002906A; US9139885B2; CA2811189A1; KR101329840B1; PL2617849T3; BR112013006143B1; CN103097566B; JPWO2012036269A1; WO2012036269A1; EP2617849A1; CN103097566A; EP2617849B1; JP5021108B2; KR20130032917A; US20130167980A1

Abstract

Una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una excelente ductilidad y una expansibilidad, consistiendo la lámina de acero, enporcentaje en masa, en: 0,05 a 0,4% de C; 0,1 a 2,5% de Si; 1,0 a 3,5% de Mn; 0,001 a 0,03% de P; 0,0001 a 0,01% de S; 10 0,001 a 2,5% de Al; 0,0001 a 0,01% de N; 0,0001 a 0,008% de O; y opcionalmente uno o más de 0,005 a 0,09% de Ti; 0,005 a 0,09% de Nb; 0,0001 a 0,01% de B; 0,01 a 2,0% de Cr; 0,01 a 2,0% de Ni; 0,01 a 2,0% de Cu; 0,01 a 0,8% de Mo; 0,005 a 0,09% de V; uno o más de Ca, Ce, Mg y REM a 0,0001 a 0,5% en porcentaje de masa en total y un restante compuesto por hierro e impurezas inevitables, en donde una estructura de lámina de acero contiene en fracción de volumen 10 a 45% de una fase de ferrita, 10 a 50% de una fase de martensita templada y una fase dura restante, en donde cuando una pluralidad de regiones de medición con diámetros de 1 μm o menores se fijan en un rango de 1/8 a 3/8 de un espesor de la lámina de acero, valores de medición de dureza en la pluralidad de regiones de medición están dispuestos en orden ascendente con fines de distribución de dureza, un número entero N0,02 que es un número obtenido al multiplicar un número total de los valores de medición de dureza por 0,02 y, si está presente, se logra al redondear para arriba un número decimal, una dureza de un valor de medición que es un N0,02-ésimo valor más grande de un valor de medición de dureza más pequeño se considera una dureza de 2%, un número entero N0,98 que es un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición de dureza por 0,98 y, si está presente, se obtiene al redondear para abajo el número decimal, y una dureza de un valor de medición que es un N0,98-ésimo valor más grande del valor de medición de dureza más pequeño se considera como una dureza de 98%, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%, en donde una curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es igual o mayor que -1,2 e igual o menor que -0,4, en donde un tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 μm o menor, en donde la fase dura restante incluye 10 a 60% de una o ambas de una fase de ferrita bainítica y una fase de bainita y 10% o menos de una fase de martensita nueva en fracciones de volumen, y en donde una diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de concentración de Mn en un hierro base en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero es igual o mayor que 0,4% e igual o menor que 3,5% cuando se convierte al porcentaje en masa.

Description

imagen1

DESCRIPCIÓN

Lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con excelente ductilidad y expansibilidad, y lámina de acero galvanizada de alta resistencia, y método para fabricar las mismas

Campo técnico

5 La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia y una lámina de acero laminada en frío recubierta con zinc de alta resistencia que tienen excelente ductilidad y expansibilidad y un método para fabricar las mismas.

Se reivindica prioridad sobre las Solicitudes de Patente Japonesas Nos. 2010-208329 y 2010-208330, presentadas el 16 de septiembre de 2010, cuyo contenido se incorpora a la presente a modo de referencia.

10 Técnica antecedente

En los últimos años ha aumentado la demanda de una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia utilizada en un vehículo o similar y también se está utilizando una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con un estrés de tensión máximo de 900 MPa o mayor.

En general, a medida que la resistencia de una lámina de acero mejora, la ductilidad y expansibilidad disminuyen y

15 la docilidad se degrada. Sin embargo, en años recientes se ha exigido una lámina de acero de alta resistencia con suficiente docilidad.

Como técnica convencional para mejorar la ductilidad y expansibilidad de una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, una lámina de acero galvanizada de alta resistencia a la tensión que tiene una composición que contiene, en porcentaje en masa, C: 0,05 a 0,20%, Si: 0,3 a 1,8%, Mn: 1,0 a 3,0%, S: 0,005% o menos, el resto

20 compuesto por Fe e impurezas inevitables, tiene una estructura de compuesto que incluye ferrita, martensita templada, austenita retenida y fase de transformación de baja temperatura, y contiene en porcentaje en volumen 30% o más de ferrita, 20% o más de martensita templada, 2% o más de austenita retenida, en la cual los tamaños de grano de cristal promedio de ferrita y martensita templada son 10 µm o menores, es un ejemplo ejemplar (ver Documento de Patente 1, por ejemplo).

25 Además, como una técnica convencional para mejorar la docilidad de una lámina de acero de alta resistencia, una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia a la tensión, en la cual las cantidades de C, Si, Mn, P, S, Al y N están ajustadas, que contiene además 3% o más de ferrita y un total de 40% o más de bainita que contiene carburo y martensita que contiene carburo como estructuras de metal de la lámina de acero que contiene uno o más de Ti, Nb, V, B, Cr, Mo, Cu, Ni y Ca, según sea necesario, en donde la cantidad total de ferrita, bainita y martensita es 60%

30 o más, y que tiene además una estructura en la cual el número de granos de ferrita que contienen cementita, martensita o austenita retenida en los mismos corresponde a 30% o más del número total de granos de ferrita y tiene una resistencia a la tensión de 780 MPa o más, es un ejemplo ejemplar (ver Documento de Patente 2, por ejemplo).

Más aun, como una técnica convencional para mejorar la expansibilidad de una lámina de acero de alta resistencia,

35 una lámina de acero en la cual una diferencia en dureza entre una parte dura y una parte blanda de la lámina de acero se reduce es un ejemplo ejemplar. Por ejemplo, el Documento de Patente 3 divulga una técnica en la cual la desviación estándar de dureza en la lámina de acero se reduce y se proporciona dureza uniforme a la lámina de acero entera. El Documento de Patente 4 divulga una técnica en la cual la dureza en la parte dura se disminuye por tratamiento con calor y la diferencia en dureza con la de la parte blanda se reduce. El Documento de Patente 5

40 divulga una técnica en la cual la diferencia en dureza de la parte blanda se reduce al configurar la parte dura de bainita relativamente blanda.

Más aun, como una técnica convencional para mejorar la expansibilidad de una lámina de acero de alta resistencia, puede ejemplificarse una lámina de acero que tiene una estructura que contiene por relación de área 40 a 70% de martensita templada y un resto compuesto por ferrita, en la cual se reduce una relación entre un valor de límite

45 superior y un valor de límite inferior de concentración Mm en una sección transversal en una dirección de espesor de la lámina de acero (ver el Documento de Patente 6, por ejemplo).

Lista de citas

Documentos de Patente

[Documento de Patente 1] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2001-192768

50 [Documento de Patente 2] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2004-68050

[Documento de Patente 3] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2008-266778

[Documento de Patente 4] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2007-302918

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imagen2

[Documento de Patente 5] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2004-263270

[Documento de Patente 6] Solicitud de Patente sin examinar japonesa, primera publicación No. 2010-65307

Compendio de la invención

Problema técnico

5 Sin embargo, de acuerdo con las técnicas convencionales, la docilidad de la lámina de acero de alta resistencia con una resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o mayor es insuficiente y se ha deseado mejorar además la ductilidad y expansibilidad y mejorar de este modo además la docilidad.

La presente invención se realiza en vista de dichas circunstancias y un objeto de la misma es proporcionar una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, que tiene excelente ductilidad y expansibilidad y tiene excelente

10 docilidad, mientras que la alta resistencia se asegura de modo que la resistencia a la tensión máxima se vuelva 900 MPa o mayor y un método para fabricar la misma.

Solución al problema

El presente inventor llevó a cabo un estudio intensivo para resolver los problemas anteriores. Como resultado, el presente inventor encontró que es posible asegurar una resistencia a la tensión máxima tan alta como 900 MPa o

15 mayor y mejorar significativamente la ductilidad y expansibilidad (propiedad de expansión de agujeros) al permitir que la lámina de acero tenga una gran diferencia de dureza al aumentar una distribución de micro Mn dentro de la lámina de acero y tenga un grano de cristal promedio lo suficientemente pequeño al controlar la dispersión en la distribución de dureza.

[1] Una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una excelente ductilidad y expansibilidad,

20 incluyendo porcentaje en masa: 0,05 a 0,4% de C; 0,1 a 2,5% de Si; 1,0 a 3,5% de Mn; 0,001 a 0,03% de P; 0,0001 a 0,01% de S; 0,001 a 2.5% de Al; 0,0001 a 0,01% de N; 0,0001 a 0,008% de O; y un resto compuesto por hierro e impurezas inevitables, en donde una estructura de lámina de acero contiene en fracción de volumen 10 a 50% de una fase de ferrita, 10 a 50% de una fase de martensita templada y una fase dura restante, en donde cuando una pluralidad de regiones de medición con diámetros de 1 µm o menores se fijan en un rango de 1/8 a 3/8 de espesor

25 de la lámina de acero, los valores de medición de dureza en la pluralidad de regiones de medición están dispuestos en un orden ascendente para obtener una distribución de dureza, un número entero N0,02, que es un número obtenido al multiplicar un número total de los valores de medición de dureza por 0,02 y, si está presente, se obtiene al redondear hacia arriba un número decimal, una dureza de un valor de medición que es un valor N0,02-ésimo más grande que un valor de medición de dureza más pequeño se considera como una dureza de 2%, un número entero

30 N0,98 que es un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición de dureza por 0,98 y, si está presente, se obtiene al redondear hacia abajo el número decimal, y una dureza de un valor de medición que es un N0,98-ésimo valor más grande del valor de medición de dureza más pequeño se considera como una dureza de 98%, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%, en donde una curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es igual o mayor que -1,2 e igual o menor que -0,4,

35 y en donde un tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 µm o menor.

[2] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con [1], en donde una diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de la concentración de Mn en un hierro base en un espesor que varía de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero es igual o mayor que 0,4% e igual o menor que 3,5% cuando se convierte al porcentaje en masa.

40 [3] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con [1] o [2], en donde cuando una sección de la dureza de 2% a la dureza de 98% se divide de manera similar en 10 partes, y se configuran 10 secciones de 1/10, un número de los valores de medición de dureza en cada sección de 1/10 es 2 a 30% de un número de todos los valores de medición.

[4] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo

45 con cualquiera de [1] a [3], en donde la fase dura incluye cualquiera o ambas de una fase de ferrita bainítica y una fase de bainita de 10 a 45% en una fracción de volumen y una fase de martensita nueva de 10% o menor.

[5] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de [1] a [4], en donde la estructura de lámina de acero incluye además 2 a 25% de una fase de austenita retenida.

50 [6] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de [1] a [5] que incluye, además, en porcentaje en masa uno o más de 0,005 a 0,09% de Ti; y 0,005 a 0,09% de Nb.

[7] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo

con cualquiera de [1] a [6] que incluye, además, en porcentaje en masa uno o más de: 0,0001 a 0,01% de B; 0,01 a 55 2,0% de Cr; 0,01 a 2,0% de Ni; 0,01 a 2,0% de Cu; y 0,01 a 0,8% de Mo.

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imagen3

[8] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de [1] a [7] que incluye, además, en porcentaje en masa: 0,005 a 0,09% de V.

[9] La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo

con cualquiera de [1] a [8] que incluye, además, uno o más de Ca, Ce, Mg y REM a 0,0001 a 0,5% en porcentaje en 5 masa en total.

[10] Una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad, en donde la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia se produce al formar una capa recubierta con zinc en una superficie de la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con cualquiera de [1] a [9].

10 [11] Un método para fabricar una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una excelente ductilidad y expansibilidad, incluyendo el método: un proceso de laminado en caliente en el cual una losa que contiene los constituyentes químicos de acuerdo con cualquiera de [1] o [6] a [9] se calienta hasta 1050°C o más directamente o después de un enfriamiento, se realiza un laminado en caliente sobre la misma a una temperatura más alta de uno de 800°C y un punto de transformación de Ar3, y se realiza un bobinado en un rango de temperatura

15 de 750°C o menor de modo que una fase de austenita en una estructura de un material laminado después del laminado ocupa 50% en volumen o más; un proceso de enfriamiento en el cual la lámina de acero después del laminado en caliente se enfría desde una temperatura de bobinado a (la temperatura de bobinado -100) °C a una tasa de 20°C/hora o menor mientras se cumple la siguiente Ecuación (1); un proceso de laminado en frío en el cual la lámina de acero se somete a decapado por ácido y un laminado en frío a una reducción de laminado de 35 a 80%

20 y un proceso en el cual se realiza un recocido continuo en la lámina de acero después del enfriamiento, en donde en el proceso en el cual se realiza el recocido continuo, la lámina de acero se recuece a una temperatura de calentamiento máxima de 750 a 1000°C, posteriormente se realiza un primer enfriamiento en el cual la lámina de acero se enfría de la temperatura de calentamiento máxima a un rango de temperatura de transformación de ferrita o menor y se mantiene en el rango de temperatura de transformación de ferrita durante 20 a 1000 segundos,

25 posteriormente se realiza un segundo enfriamiento en el cual la lámina de acero se enfría a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo o mayor en promedio en un rango de temperatura de transformación de bainita y el enfriamiento se detiene dentro de un rango de una temperatura de partida de transformación de martensita -120°C a la temperatura de partida de transformación de martensita, la lámina de acero después del segundo enfriamiento se mantiene en un rango de una segunda temperatura de detención de enfriamiento a la temperatura de partida de

30 transformación de martensita durante 2 a 1000 segundos, la lámina de acero se recalienta posteriormente hasta una temperatura de detención de recalentamiento, que es igual a o mayor a una temperatura de partida de transformación de bainita -100°C, a una tasa de aumento de temperatura de 100°C/segundo o mayor en porcentaje en el rango de temperatura de transformación de bainita, y se realiza un tercer enfriamiento en el cual la lámina de acero después del recalentamiento se enfría de la temperatura de detención de recalentamiento a una temperatura

35 que es menor que el rango de temperatura de transformación de bainita y se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 30 segundos o más:

[Ecuación 1]

imagen4

[donde t(T) en la Ecuación (1) representa el tiempo de mantenimiento (segundos) de la lámina de acero a una 40 temperatura T°C en el proceso de enfriamiento después del bobinado.]

[12] El método de fabricación de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con [11], en donde la temperatura de bobinado después del laminado en caliente es igual o mayor que un punto de Bs y es igual o menor que 750°C.

[14] El método de fabricación de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente

45 ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de [11] a [13], en donde una suma de un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el segundo enfriamiento y un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el recalentamiento es 25 segundos o menos.

[15] Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que tiene

50 excelente ductilidad y expansibilidad, en donde la lámina de acero se sumerge en un baño de revestimiento de zinc en el recalentamiento al fabricar la lámina de acero de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de [11] a [14].

[16] Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia laminada en frío que tiene excelente ductilidad y expansibilidad, en donde la lámina de acero se sumerge en un baño de revestimiento de zinc

55 en el rango de temperatura de transformación de bainita en el tercer enfriamiento al fabricar la lámina de acero de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de [11] a [14].

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imagen5

[17] Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia laminada en frío que tiene excelente ductilidad y expansibilidad, en donde se realiza galvanoplastia con zinc después de la fabricación de la lámina de acero de alta resistencia en el método de fabricación de acuerdo con cualquiera de [11] a [14].

[18] Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia laminada en frío que tiene

5 excelente ductilidad y expansibilidad, en donde se realiza un revestimiento con zinc por inmersión en caliente después de la fabricación de la lámina de acero de alta resistencia en el método de fabricación de acuerdo con cualquiera de [11] a [14].

Efectos ventajosos de la invención

La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención contiene constituyentes químicos

10 predeterminados, cuando una pluralidad de regiones de medición con diámetros de 1 µm o menores se fijan en un rango de 1/8 a 3/8 de un espesor de una lámina de acero, valores de medición de dureza en la pluralidad de regiones de medición están dispuestos en orden ascendente para obtener una distribución de dureza, un número entero N0,02 que es un número obtenido al multiplicar un número total de los valores de medición de dureza por 0,02 y, si está presente, se obtiene al redondear para arriba un número decimal, una dureza de un valor de medición

15 que es un N0,02-ésimo valor más grande del valor de medición de dureza más pequeño se considera una dureza de 2%, un número entero N0,98 que es un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición de dureza por 0,98 y, si está presente, se obtiene al redondear para abajo un número decimal, y una dureza de un valor de medición que es un N0,98-ésimo valor más grande del valor de medición de dureza más pequeño se considera como una dureza de 98%, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%, una curtosis K* de la

20 distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es igual o menor a -0,40, un tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 µm o menor, y de este modo, se obtiene la lámina de acero que tiene excelente ductilidad y expansibilidad a la vez que se asegura la resistencia a la tensión que llega a 900 MPa o más.

Además, una distribución de micro Mn dentro de la lámina de acero aumenta al bobinar la lámina de acero después

25 del laminado en caliente alrededor de una bobina a 750°C y al enfriar la lámina de acero de la temperatura de bobinado a (la temperatura de bobinado -100) °C a una tasa de enfriamiento de 20°C/hora o menos mientras se cumple la Ecuación (1) anterior, en el proceso para producir una bobina laminada en caliente a partir de la losa que contiene los constituyentes químicos predeterminados en el método de fabricación de la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención.

30 Además, debido a que el proceso en el cual se realiza un recocido continuo en la lámina de acero con distribución de Mn aumentada incluye un proceso de calentamiento en el cual la lámina de acero se recuece a una temperatura de calentamiento máxima de 750 a 1000°C, un primer proceso de enfriamiento en el cual la lámina de acero se enfría de la temperatura de calentamiento máxima a un rango de temperatura de transformación de ferrita o más bajo y se mantiene en un rango de temperatura de transformación de ferrita durante 20 a 1000 segundos, un

35 segundo proceso de enfriamiento en el cual la lámina de acero después del primer proceso de enfriamiento se enfría a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundos o mayor en promedio en un rango de temperatura de transformación de bainita y el enfriamiento se detiene dentro de un rango de una temperatura de partida de transformación de martensita -120°C a la temperatura de partida de transformación de martensita, un proceso de mantenimiento en el cual la lámina de acero después del segundo proceso de enfriamiento se mantiene en un rango de una segunda

40 temperatura de detención de enfriamiento al punto de Ms o menor durante 2 a 1000 segundos, un proceso de recalentamiento en el cual la lámina de acero después del proceso de mantenimiento se recalienta hasta una temperatura de detención de recalentamiento, que es igual o mayor que una temperatura de partida de transformación de bainita -80°C, a una tasa de aumento de temperatura de 10°C/segundo o mayor en promedio en el rango de temperatura de transformación de bainita, y un tercer proceso de enfriamiento en el cual la lámina de

45 acero después del proceso de recalentamiento se enfría de la temperatura de detención de recalentamiento a una temperatura que es menor que el rango de temperatura de transformación de bainita y se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 30 segundos o más, la estructura de lámina de acero se controla de modo que la diferencia en dureza dentro de la lámina de acero es grande y el tamaño de grano de cristal promedio es lo suficientemente pequeño y es posible obtener la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia

50 que tiene excelente ductilidad y expansibilidad (propiedad de expansión de agujeros) y tiene excelente docilidad a la vez que se asegura una resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o más.

Más aun, es posible obtener la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad (propiedad de expansión de agujeros) y tiene excelente docilidad y a la vez asegurar una resistencia a la tensión máxima de hasta 900 MPa o más al agregar el proceso para formar la capa

55 galvanizada.

Breve descripción de los dibujos

La FIG. 1 es una gráfica que muestra una relación entre la dureza clasificada en una pluralidad de niveles y un número de valores de medición en cada nivel, que se obtiene al convertir cada valor de medición mientras una diferencia entre un valor de medición de dureza máximo y un valor de medición de dureza mínimo se considera

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imagen6

como 100%, en relación con un ejemplo de una lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención.

La FIG. 2 es un diagrama para comparar la distribución de dureza en la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención con una distribución normal.

5 La FIG. 3 es una gráfica que muestra esquemáticamente una relación entre una tasa de transformación y tiempo transcurrido del tratamiento de transformación cuando la diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de concentración de Mn en hierro base es relativamente grande.

La FIG. 4 es una gráfica que muestra esquemáticamente una relación entre una tasa de transformación y tiempo transcurrido del tratamiento de transformación cuando una diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de

10 concentración de Mn en hierro base es relativamente pequeña.

La FIG. 5 es una gráfica que ilustra el historial de temperatura de una lámina de acero laminada en frío cuando la lámina se realiza para pasar a través de una línea de recocido continuo, que muestra una relación entre la temperatura de la lámina de acero laminada en frío y el tiempo.

Descripción de las realizaciones

15 La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con la presente invención es una lámina de acero, que incluye componentes químicos predeterminados, en la cual un tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de la misma es 10 µm o menor, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2% en una distribución de dureza cuando una pluralidad de regiones de medición con diámetros de 1 µm o menores se configuran en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 de la misma, y valores de medición de dureza en la pluralidad de

20 regiones de medición se alinean en un orden desde un valor de medición más pequeño, y la curtosis K* de la distribución de dureza entre la región de dureza de 2% y la región de dureza de 98% es -0,40 o menor. Un ejemplo de distribución de dureza en la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención se muestra en la FIG. 1.

(Definición de dureza)

25 En adelante se describirá la definición de dureza y la dureza de 2% y dureza de 98% se describirán primero. Los valores de medición de dureza se obtienen en la pluralidad de regiones de medición configuradas en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero y se obtiene un número entero N0,02, que es un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición de dureza por 0,02 y, si está presente, al redondear para arriba un número decimal. Además, cuando un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición

30 de dureza por 0,98 incluye un número decimal, se obtiene un número entero N0,98 al redondear para abajo el número decimal. A continuación, la dureza de un valor de medición N0,02-ésimo más grande del valor de medición de dureza mínimo en la pluralidad de regiones de medición se considera como la dureza de 2%. Además, una dureza de un valor de medición N0,98-ésimo más grande del valor de medición de dureza mínimo en la pluralidad de regiones de medición se considera como la dureza de 98%. En la lámina de acero de alta resistencia de la presente

35 invención, la dureza de 98% es preferiblemente 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2% y la curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es preferiblemente -0,40 o menor.

Cada diámetro de las regiones de medición se limita a 1 µm o menos para configurar la pluralidad de regiones de medición para evaluar exactamente la dispersión en dureza que resulta de una estructura de lámina de acero que incluye una fase de ferrita, una fase de bainita, una fase de martensita y similar. Dado que el tamaño de grano de 40 cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 µm o menor en la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, es necesario obtener valores de medición de dureza en regiones de medición más estrechas que el tamaño de grano de cristal promedio para evaluar exactamente la dispersión en dureza que resulta de la estructura de lámina de acero, y específicamente, es necesario configurar las regiones con diámetros de 1 µm o menores como las regiones de medición. Cuando la dureza se mide utilizando un evaluador de Vickers común, un

45 tamaño de muesca es demasiado grande para evaluar exactamente la dispersión en dureza que resulta de la estructura.

Por consiguiente, el "valor de medición de dureza" en la presente invención representa un valor evaluado en base al siguiente método. Es decir, se utiliza un valor de medición obtenido al medir la dureza bajo una carga de muesca de 1g utilizando un evaluador de microdureza dinámico proporcionado con un penetrador de pirámide de tres lados tipo 50 Berkovich en base a un método de medición de profundidad de muesca para la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención. La posición de medición de dureza se fija en un rango de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 de un espesor de lámina en la sección transversal del espesor de la lámina que es paralela a una dirección de laminado de la lámina de acero. Además, el número total de los valores de medición de dureza varían de 100 a 10000 y es preferiblemente igual o mayor que 1000. El tamaño de muesca medido tiene un diámetro de 1 µm o

55 menor en la suposición que la forma de la muesca sea una forma circular. Cuando la forma de la muesca es una forma rectangular o una forma triangular más que la forma circular, la dimensión de la forma de la muesca en la dirección longitudinal puede ser 1 µm o menor.

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Además, el "tamaño de grano de cristal promedio" en la presente invención representa el tamaño medido por el siguiente método. Es decir, un tamaño de grano medido en base a un método EBSD (Difracción de Electrones por Retrodispersión) se utiliza preferiblemente para la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención. Una superficie de observación de tamaño de grano varía de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 del espesor de lámina en la

5 sección transversal del espesor de la lámina que es paralela a una dirección de laminado de la lámina de acero. Además, es preferible calcular el tamaño de grano de cristal promedio al aplicar un método de intersección a un mapa de límites de grano para la superficie de observación obtenido al considerar un límite, en el cual una diferencia de orientación cristalina entre puntos de medición adyacentes en una orientación cristalina bcc se vuelve 15° o mayor, como un límite de grano.

10 Para obtener una lámina de acero que tiene excelente ductilidad, es importante utilizar una estructura tal como ferrita, que tiene excelente ductilidad, como la estructura de lámina de acero. Sin embargo, la estructura que tiene excelente ductilidad es blanda. Por consiguiente, es necesario emplear una estructura de lámina de acero que contenga una estructura blanda y una estructura dura tal como martensita para obtener una lámina de acero con alta ductilidad y que a su vez tenga suficiente resistencia.

15 En la lámina de acero con la estructura de lámina de acero que incluye tanto la estructura blanda como la estructura dura, el esfuerzo causado por la deformación se acumula más fácilmente en la parte blanda y no se distribuye fácilmente a la parte dura cuando una diferencia de dureza entre la parte blanda y la parte dura es mayor y, por lo tanto,se mejora la ductilidad.

Debido a que la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2% en la lámina de acero laminada

20 en frío de alta resistencia de la presente invención, la diferencia de dureza entre la parte blanda y la parte dura es suficientemente grande y, por lo tanto, es posible obtener una ductilidad suficientemente alta. Para obtener una ductilidad más alta, la dureza de 98% es preferiblemente 3,0 o más veces más alta que la dureza de 2%, más preferiblemente mayor que 3,0 veces, aun más preferiblemente 3,1 o más veces, aun más preferiblemente 4,0 o más veces y aun más preferiblemente 4,2 o más veces. Cuando el valor de medición de la dureza de 98% es menor

25 que 1,5 veces del valor de medición de la dureza de 2%, la diferencia de dureza entre la parte blanda y la parte dura no es lo suficientemente grande y de este modo la ductilidad es insuficiente. Mientras tanto el valor de medición de la dureza de 98% es 4,2 o más veces del valor de medición de la dureza de 2%, la diferencia de la dureza entre la parte blanda y la parte dura es suficientemente grande y la ductilidad y la propiedad de expansión de agujeros se mejoran adicionalmente, lo que es preferible.

30 Como se describió anteriormente, la diferencia de dureza entre la parte blanda y la parte dura es preferiblemente más grande desde el punto de vista de la ductilidad. Sin embargo, si las regiones con la diferencia de dureza grande están en contacto entre sí, ocurre una brecha de esfuerzo causada por la deformación de la lámina de acero en la parte del límite y se genera fácilmente una microfisura. Dado que la microfisura puede volverse un punto de partida de fractura, la expansibilidad se degrada. Para suprimir la degradación de la expansibilidad que resulta de la

35 diferencia de dureza grande entre la parte blanda y la parte dura, es efectivo reducir el número de límites en los cuales las regiones con la diferencia de dureza grande están en contacto entre sí y acortar la longitud de cada límite en el cual las regiones con la diferencia de dureza grande están en contacto entre sí.

Dado que el tamaño de grano de cristal promedio de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, que se mide por el método EBSD, es de 10 µm o menor, el límite, en el cual las regiones con las 40 diferencias de dureza grandes están en contacto entre sí, en la lámina de acero se acorta, la degradación de la expansibilidad que resulta de la diferencia de dureza grande entre la parte blanda y la parte dura se suprime y puede obtenerse una excelente expansibilidad. Para obtener una excelente expansibilidad, el tamaño de grano de cristal promedio es preferiblemente de 8 µm o menor y más preferiblemente de 5 µm. Si el tamaño de grano de cristal promedio supera 10 µm, el efecto de acortar el límite, en el cual las regiones con la diferencia de dureza grande

45 están en contacto entre sí, en la lámina de acero no es suficiente, y no es posible suprimir de manera suficiente la degradación de la expansibilidad.

Además, para reducir el número de los límites en los cuales las regiones con la diferencia de dureza grande están en contacto entre sí, puede emplearse la estructura de lámina de acero que tiene una variedad de distribución estrecha de dureza, en la cual la dispersión de la distribución de dureza en la lámina de acero es pequeña.

50 De acuerdo con la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero se reduce al configurar la curtosis K* de la distribución de dureza para que sea -0.40 o menor, es posible reducir los límites en los cuales las regiones con la diferencia de dureza grande están en contacto entre sí y de este modo obtener excelente expansibilidad. Para obtener una excelente expansibilidad, la curtosis K* es preferiblemente -0,50 o menor y más preferiblemente -0,55 o menor. Aunque los

55 efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior de la curtosis K*, es difícil configurar K* para que sea menos de -1,20 y de este modo este valor se considera como el límite inferior.

Además, la curtosis K* es un valor que puede obtenerse por la siguiente Ecuación (2) en base a la distribución de dureza y es un valor numérico obtenido como un resultado de evaluación de la distribución de dureza al comparar la distribución de dureza con la distribución normal. Un caso en el cual la curtosis es un valor negativo denota que una

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curva de distribución de dureza es relativamente plana y un valor absoluto grande denota que la distribución de dureza se desvía adicionalmente de la distribución normal.

[Ecuación 2]

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5 Hi: dureza de un i-ésimo punto de medición más grande de un valor de medición de la dureza mínima

H*: dureza promedio del N0.02-ésimo punto de medición más grande desde la dureza mínima al N0,98-ésimo punto de medición más grande

s*: desviación estándar del N0.02-ésimo punto de medición más grande desde la dureza mínima al N0,98-ésimo punto de medición más grande

10 Además, cuando la curtosis K* supera -0.40, la estructura de lámina de acero no es una estructura que tenga una variedad suficiente de distribución lo suficientemente estrecha de dureza, la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero se vuelve más grande, el número de los límites en los cuales las regiones con la gran diferencia de dureza están en contacto entre sí aumenta y no es posible suprimir de manera suficiente la degradación de la expansibilidad.

15 A continuación se proporcionará una descripción detallada de la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero con referencia a la FIG. 1. La FIG. 1 es una gráfica que muestra una relación entre la dureza clasificada en una pluralidad de niveles y un número de valores de medición en cada nivel, que se obtiene al convertir cada valor de medición mientras una diferencia entre un valor de medición de dureza máximo y un valor de medición de dureza mínimo de la dureza se considera como 100%, en relación con un ejemplo de una lámina de acero de alta

20 resistencia de acuerdo con la presente invención. En la gráfica que se muestra en la FIG. 1, el eje horizontal representa dureza y el eje vertical representa un número de valores de medición en cada nivel. Además, una línea sólida de la gráfica que se muestra en la FIG. 1 se obtiene al conectar el punto que representa los números de los valores de medición en cada nivel.

En la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, es preferible que todos los

25 números de los valores de medición en rangos divididos D, que se obtienen al dividir de igual manera un rango de la dureza de 2% a la dureza de 98% en 10 partes, en la gráfica se muestra en la FIG. 1 estén en un rango de 2% a 30% del número de todos los valores de medición.

En dicha lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, la línea que une los números de los valores de medición en los niveles se vuelve una curva suave sin picos empinados y valles en la gráfica que se muestra en la

30 FIG. 1 y la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero se reduce significativamente. Por consiguiente, dicha lámina de acero laminada en frío de alta resistencia tiene menos límites en los cuales las regiones con diferencia de dureza grande están en contacto entre sí, y puede obtenerse excelente expansibilidad.

Además, si cualquiera de los números de los valores de medición en un rango dividido D, que se ha dividido de igual manera en 10 partes, se encuentra fuera del rango de 2% a 30% del número de valores de medición total en la

35 gráfica que se muestra en la FIG. 1, la línea que une los números de los valores de medición en los niveles puede incluir fácilmente un pico empinado o un valle, y un efecto que la expansibilidad se mejora debido a que se reduce la baja dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero.

Específicamente, por ejemplo, cuando solo un número de los valores de medición en un rango dividido D cerca del centro supera el 30% del número de todos los valores de medición entre las 10 regiones divididas de igual manera,

40 la línea que une los números de los número de medición en los niveles tiene un pico en el rango dividido D cerca del centro.

Además, si solo un número de los valores de medición en el rango dividido D cerca del centro es menor que 2% del número de todos los valores de medición, la línea que une los números de los valores de medición en los niveles tiene un valle en el rango dividido D cerca del centro y muchas estructuras tienen diferencias de dureza grandes, en

45 las cuales se incluye la dureza en diferentes rangos divididos D dispuestos en ambos lados del valle.

En la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, todos los números de los valores de medición en los rangos divididos D son preferiblemente 25% o menores que el número de todos los valores de medición, y más preferiblemente 20% o menores, para mejorar adicionalmente la expansibilidad. Para mejorar aun más la expansibilidad, todos los números de los valores de medición en los rangos divididos D son preferiblemente

50 4% o mayores que el número de todos los valores de medición y más preferiblemente 5% o mayores.

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La distribución de dureza en la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención se comparará con una distribución normal general y se describirá en detalle. La curtosis K* de la distribución normal se considera en general que es 0. Por otro lado, la curtosis de la distribución de dureza en la lámina de acero de acuerdo con la presente invención es -0,4 o menor y de este modo, es obvio que la distribución es diferente de la 5 distribución normal. La distribución de dureza en la lámina de acero de acuerdo con la presente invención es más plana y tiene un fondo más ancho en comparación con la distribución normal como se muestra en la FIG. 2. Debido a que la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención tiene dicha distribución de dureza, y la relación entre la dureza de 98% y la dureza de 2%, que corresponde a ambos lados del fondo de la distribución, es 1,5 o más veces, lo cual es extremadamente grande, la diferencia de dureza entre la parte blanda y 10 la parte dura en la estructura de lámina de acero es suficientemente grande y puede obtenerse alta ductilidad. Es decir, el presente inventor encontró que la propiedad de expansión de agujeros se mejora adicionalmente cuando la relación entre la dureza de 98% y la dureza de 2% es mayor en la distribución de dureza en la cual la curtosis es 0,4 o menor a diferencia de la distribución de dureza convencional. Por otro lado, la propiedad de expansión de agujeros se considera que mejora adicionalmente mientras que la relación de dureza en la estructura es menor, de

15 acuerdo con la técnica convencional. La técnica convencional se basa en la suposición de la distribución de dureza que está cerca de la distribución normal, que es básicamente diferente de la técnica propuesta en la presente invención.

(Distribución de Mn)

En la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, es preferible que una diferencia

20 entre un valor máximo y un valor mínimo de concentración de Mn en el hierro base a un espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero sea igual o mayor que 0,40% e igual o menor que 3,50% cuando se convierte en un porcentaje de masa para obtener la distribución de dureza antemencionada.

La diferencia entre el valor máximo y el valor mínimo de la concentración de Mn en el hierro base a un espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero se define como 0,40% o mayor cuando se convierte en un porcentaje en masa 25 debido a que la transformación de fase se desarrolla más lentamente durante el recocido continuo después del laminado en frío dado que la diferencia entre el valor máximo y el valor mínimo de la concentración de Mn es mayor y es posible generar de manera confiable cada producto de transformación a una fracción de volumen deseada y obtener de este modo la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con la distribución de dureza antemencionada. Más específicamente, es posible generar un producto de transformación con una dureza 30 relativamente alta tal como martensita en lugar de un producto de transformación con dureza relativamente baja tal como ferrita en una manera balanceada y de este modo, no hay presente un pico abrupto en la distribución de dureza en la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, es decir, la curtosis disminuye y puede obtenerse una curva de distribución de dureza plana como se muestra en la FIG. 1. Además, el ancho de la distribución de dureza se amplía al generar varios productos de transformación de manera balanceada, y de este modo es posible

35 configurar la dureza de 98% para que sea 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%, preferiblemente 3,0 o más veces, más preferiblemente más de 3,0 veces, aun más preferiblemente 3,1 o más veces, aun más preferiblemente 4,0 o más veces y aun más preferiblemente 4,2 o más veces.

Por ejemplo, la transformación de una fase de ferrita se describirá como un ejemplo. En un proceso de tratamiento con calor para provocar la transformación de la fase de ferrita, la transformación de fase de austenita a ferrita 40 comienza relativamente temprano en una región donde la concentración de Mn es baja. Por otro lado, la transformación de fase de austenita a ferrita comienza con relativa lentitud en la región donde la concentración de Mn es alta en comparación con la región donde la concentración de Mn es baja. Por lo tanto, la transformación de fase de la austenita a ferrita se desarrolla más lentamente en la lámina de acero mientras que la concentración de Mn en la lámina de acero es menos uniforme y la diferencia de concentración es más grande. En otras palabras, una

45 tasa de transformación, durante un periodo donde el porcentaje de volumen de la fase de ferrita alcanza, por ejemplo, 50% de 0%, se vuelve más baja.

El fenómeno anterior ocurre de manera similar en la fase de martensita templada y la fase dura restante así como la fase de ferrita.

La FIG. 3 muestra esquemáticamente una relación entre una tasa de transformación y tiempo transcurrido de

50 tratamiento de transformación. En el caso de la transformación de fase de la austenita a ferrita, por ejemplo, la tasa de transformación representa un porcentaje de volumen de ferrita en la estructura de lámina de acero y el tiempo transcurrido del tratamiento de transformación representa el tiempo transcurrido de tratamiento con calor para provocar una transformación de ferrita. En el ejemplo de la presente invención que se muestra en la FIG. 3, la diferencia entre el valor máximo y el valor mínimo de la concentración de Mn es relativamente grande y un gradiente

55 de la curva que muestra la tasa de transformación en la lámina de acero entera es pequeña (la tasa de transformación es baja). Por otro lado, en el ejemplo comparativo que se muestra en la FIG. 4, la diferencia entre el valor máximo y el valor mínimo de la concentración de Mn es relativamente pequeña y el gradiente de la curva que muestra la tasa de transformación en la lámina de acero entera es grande (la tasa de transformación es alta). Por esta razón, aunque el tratamiento de transformación puede terminarse durante un periodo de x1 a x2 para controlar la

60 tasa de transformación (porcentaje en volumen) en un rango de y1 a y2 (%) en el ejemplo que se muestra en la FIG.

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3, es necesario terminar el tratamiento de transformación durante un periodo de x3 a x4 y es difícil de controlar el tiempo de tratamiento en el ejemplo que se muestra en la FIG. 4.

Cuando la diferencia en la concentración de Mn es menor que 0,40%, no es posible suprimir de manera suficiente la tasa de transformación y lograr un efecto suficiente y por lo tanto, esto se fija como el límite inferior. La diferencia en 5 la concentración de Mn es preferiblemente 0,60% o más y más preferiblemente 0,80% o más. Aunque la transformación de fase puede controlarse más fácilmente mientras que la diferencia en la concentración de Mn es más grande, es necesario aumentar excesivamente la cantidad de Mn agregado a la lámina de acero a modo que la diferencia en la concentración de Mn exceda el 3,50% y es preferible que la diferencia en la concentración de Mn sea 3,50% o menor dado que existe una preocupación de fracturar una losa fundida y degradar una propiedad de

10 soldadura. En vista de la propiedad de soldadura, la diferencia en la concentración de Mn es más preferiblemente 3,40% o menor y más preferiblemente 3,30% o menor.

Un método para determinar una diferencia entre el valor máximo y el valor mínimo de Mn a un espesor de 1/8 a 3/8 es como se muestra a continuación. Primero, se obtiene una muestra mientras una sección transversal del espesor de lámina que es paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero se considera una superficie de

15 observación. A continuación se realiza el análisis EPMA en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 aproximadamente un espesor de 1/4 para medir una cantidad de Mn. Se realiza la medición mientras se configura un diámetro de sonda en 0,2 a 1,0 µm y el tiempo de medición por un punto se fija en 10 ms o más, y las cantidades de Mn se miden a 1000 o más puntos en base al análisis de línea o análisis de superficie.

En los resultados de medición, los puntos en los cuales la concentración de Mn supera tres veces la concentración

20 de Mn agregado se consideran puntos en los cuales se observan inclusiones tales como sulfuro de manganeso. Además, los puntos en los cuales la concentración de Mn es menos de 1/3 de veces la concentración de Mn agregado se consideran puntos en los cuales se observan inclusiones tales como óxido de aluminio. Debido a que dichas concentraciones de Mn casi nunca afectan el comportamiento de transformación de fase en el hierro base, el valor máximo y el valor mínimo de la concentración de Mn se obtienen respectivamente después de que los

25 resultados de medición de las inclusiones se excluyen de los resultados de medición. A continuación se calcula la diferencia entre el valor máximo y valor mínimo de la concentración de Mn obtenidos de este modo.

El método para medir la cantidad de Mn no se limita al método anterior. Por ejemplo, puede llevarse a cabo un método EMA u observación directa utilizando una sonda de átomo tridimensional (3D-AP) para medir la concentración de Mn.

30 (Estructura de lámina de acero)

Además, la estructura de lámina de acero de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención incluye 10 a 50% de una fase de ferrita y 10 a 50% de una fase de martensita templada y una fase dura restante en fracciones de volumen. Además, la fase dura restante incluye 10 a 60% de una o ambas de una fase de ferrita bainítica y una fase bainita y 10% o menos de una fase de martensita nueva en fracciones de volumen. Más

35 aun, la estructura de lámina de acero puede contener 2 a 25% de una fase de austenita retenida. Cuando la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención tiene dicha estructura de lámina de acero, la diferencia de dureza dentro de la lámina de acero se vuelve más grande, el tamaño de grano de cristal promedio se vuelve lo suficientemente pequeño y, por lo tanto, la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia tiene resistencia más alta y excelente ductilidad y expansibilidad (propiedad de expansión de agujeros).

40 "Ferrita"

La ferrita es una estructura que es efectiva para mejorar la ductilidad y está contenida preferiblemente en la estructura de lámina de acero a 10 a 50% en una fracción de volumen. La fracción de volumen de ferrita contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente 15% o mayor y más preferiblemente 20% o mayor en vista de la ductilidad. Además, la fracción de volumen de ferrita contenida en la estructura de lámina de acero es 45 preferiblemente 45% o menor y más preferiblemente 40% o menor para mejorar de manera suficiente la resistencia a la tensión de la lámina de acero. Cuando la fracción de volumen de ferrita es menos de 10%, existe una preocupación de que no pueda lograrse suficiente ductilidad. Por otro lado, la ferrita tiene una estructura blanda y, por lo tanto, el esfuerzo de rendimiento es más bajo en algunos casos cuando la fracción de volumen supera el 50%.

"Ferrita bainítica y bainita"

50 La ferrita bainítica y la bainita son estructuras con una dureza entre la dureza de ferrita blanda y la dureza de martensita templada dura y martensita nueva. La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención puede contener cualquiera de ferrita bainítica y bainita o puede contener ambas. Para aplanar la distribución de dureza dentro de la lámina de acero, una cantidad total de ferrita bainítica y bainita contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente 10 a 45% en fracción de volumen. La suma de fracciones de

55 volumen de ferrita bainítica y bainita contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente 15% o mayor y más preferiblemente 20% o mayor en vista de la expansibilidad. Además, la suma de las fracciones de volumen de ferrita bainítica y bainita es preferiblemente 40% o menor o más preferiblemente 35% o menor para obtener un equilibrio satisfactorio entre la ductilidad y el esfuerzo de rendimiento.

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Cuando la suma de las fracciones de volumen de ferrita bainítica y bainita es menos de 10%, ocurre un sesgo en la distribución de dureza y existe una preocupación de que la expansibilidad pueda degradarse. Por otro lado, cuando la suma de las fracciones de volumen de ferrita bainítica y bainita supera el 45%, se vuelve difícil generar cantidades apropiadas de ferrita y martensita templada y el equilibrio entre la ductilidad y esfuerzo de rendimiento se degrada, lo cual no es preferible.

"Martensita templada"

La martensita templada es una estructura que mejora en gran medida la resistencia a la tensión y está contenida preferiblemente en la estructura de lámina de acero a 10 a 50% en una fracción de volumen. Cuando la fracción de volumen de martensita templada contenida en la estructura de lámina de acero es menos de 10%, existe una preocupación de que no pueda obtenerse una resistencia a la tensión suficiente. Por otro lado, cuando la fracción de volumen de la martensita templada contenida en la estructura de lámina de acero supera el 50%, se vuelve difícil asegurar la ferrita y austenita retenidas necesarias para mejorar la ductilidad. Para mejorar de manera suficiente la ductilidad de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, la fracción de volumen de la martensita templada es preferiblemente 45% o menor y más preferiblemente 40% o menor. Además, para asegurar la resistencia a la tensión, la fracción de volumen de la martensita templada es preferiblemente 15% o mayor y más preferiblemente 20% o mayor.

"Austenita retenida"

La austenita retenida es una estructura que es efectiva para mejorar la ductilidad y está contenida preferiblemente en la estructura de lámina de acero a 2 a 25% en una fracción de volumen. Cuando la fracción de volumen de austenita retenida contenida en la estructura de lámina de acero es 2% o mayor, puede obtenerse una ductilidad más suficiente. Además, cuando la fracción de volumen de austenita retenida es 25% o menor, la propiedad de soldadura se mejora sin una necesidad de agregar una gran cantidad de estabilizador de austenita tal como C o Mn. Además, aunque es preferible que la austenita retenida esté contenida en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con la presente invención dado que la austenita retenida es efectiva para mejorar la ductilidad, la austenita retenida puede no estar contenida cuando puede obtenerse suficiente ductilidad.

"Martensita nueva"

Debido a que la martensita nueva funciona como un punto de partida de fractura y degrada la expansibilidad mientras que la martensita nueva mejora en gran medida la resistencia a la tensión, la martensita nueva está contenida preferiblemente en la estructura de lámina de acero a 10% o menos en una fracción de volumen. Para mejorar la expansibilidad, la fracción de volumen de la martensita nueva es preferiblemente 5% o menor y más preferiblemente 2% o menor.

"Otros"

La estructura de lámina de acero de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con la presente invención puede contener estructuras tales como perlita y cementita gruesa que no sean las estructuras anteriores. Sin embargo, cuando grandes cantidades de perlita y cementita gruesa están contenidas en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia, se degrada la ductilidad. Por esta razón, la fracción de volumen de perlita y cementita gruesa contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente 10% o menor en total y más preferiblemente 5% o menor.

La fracción de volumen de cada estructura contenida en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con la presente invención puede medirse en base al siguiente método, por ejemplo.

En relación con la fracción de volumen de austenita retenida, se realiza un análisis de rayos X mientras que una superficie con un espesor de 1/4, que es paralela a la superficie de lámina de la lámina de acero, se considera una superficie de observación, se calcula un área de fracción y el resultado de la misma puede considerarse la fracción de volumen.

En relación con las fracciones de volumen de ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita templada y martensita nueva, se obtiene una muestra mientras que una sección transversal del espesor de la lámina que es paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero se considera una superficie de observación, la superficie de observación se muele, se somete a un ataque con nital y se observa con un Microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 del espesor de lámina para medir las fracciones de área y los resultados del mismo pueden considerarse como las fracciones de volumen.

Además, un área de la superficie de observación observada con el FE-SEM puede ser un cuadrado de 30 µm de lado, por ejemplo, y cada estructura en la superficie de observación puede distinguirse entre sí de la siguiente manera.

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La ferrita es un bulto de granos de cristal y es una región dentro de la cual carburo de hierro con un diámetro mayor de 100 nm o mayor no está presente. Además, la fracción de volumen de ferrita es una suma de la fracción de volumen de ferrita restante en la temperatura de calentamiento más alta y la fracción de volumen de ferrita que se produce recientemente en un rango de temperatura de transformación de ferrita. Sin embargo, es difícil medir

5 directamente la fracción de volumen de ferrita durante la producción. Por esta razón, se corta una pequeña pieza de la lámina de acero laminada en frío antes de pasar a través de la línea de recocido continuo, se recuece la pieza pequeña en base al mismo historial de temperatura que cuando se preparó la pieza pequeña para pasar a través de la línea de recocido continuo, se mide la dispersión en el volumen de ferrita en la pequeña pieza y un valor numérico calculado con el uso del resultado se considera la fracción de volumen, en la presente invención.

10 Además, la ferrita bainítica es un grupo de granos de cristal en forma de listón y carburo de hierro con un diámetro mayor de 20 nm o mayor no está contenido dentro del listón.

Además, la bainita es un grupo de granos de cristal con forma de listón y una pluralidad de compuestos de carburo de hierro con un diámetro mayor de 20 nm o más está contenido dentro del listón, y el carburo pertenece a una única variante, a saber, un grupo de carburo de hierro que se extiende en una misma dirección. Aquí, el grupo de

15 carburo de hierro que se extiende en la misma dirección denota que las diferencias en la dirección de la extensión del grupo de carburo de hierro están dentro de 5°.

Además, la martensita templada es un grupo de granos de cristal con forma de listón, una pluralidad de compuestos de carburo de hierro con un diámetro mayor de 20 nm o mayor está contenido dentro del listón, y el carburo pertenece a una pluralidad de variantes, principalmente una pluralidad de grupos de carburo de hierro que se

20 extienden en diferentes direcciones.

Más aun, la bainita y la martensita templada pueden distinguirse fácilmente entre sí al observar el carburo de hierro dentro del grano de cristal con forma de listón utilizando el FE-SEM y examinando las direcciones en las que se extienden.

Además, la martensita nueva y la austenita retenida no están lo suficientemente erosionadas por el ataque con nital.

25 Por lo tanto, la martensita nueva y la austenita retenida se distinguen claramente de las estructuras antemencionadas (ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita templada) en la observación con el FE-SEM.

Por consiguiente, la fracción de volumen de martensita nueva se obtiene como una diferencia entre una fracción de área de una región observada con el FE-SEM, que todavía no se ha erosionado, y una fracción de área de austenita retenida medida con rayos X.

30 (Definición apropiada de composiciones químicas)

A continuación se proporcionará una descripción de constituyentes químicos (composiciones) de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención. Además, [%] en la siguiente descripción representa [% en masa].

"C: 0,050 a 0,400%"

C está contenido para mejorar la resistencia de la lámina de acero de alta resistencia. Sin embargo, si el contenido

35 de C supera el 0,400%, no se obtiene una propiedad de soldadura suficiente. En vista de la propiedad de soldadura, el contenido de C es preferiblemente de 0,350% o menor y más preferiblemente 0,300% o menor. Por otro lado, si el contenido de C es menor que 0,050%, la resistencia disminuye y no es posible asegurar la resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o mayor. Para mejorar la resistencia, el contenido de C es preferiblemente de 0,060% o mayor y más preferiblemente de 0,080% o mayor.

40 "Si: 0,10 a 2,50%"

Se agrega Si para suprimir el ablandamiento del templado de martensita y mejorar la resistencia de la lámina de acero. Sin embargo, si el contenido de Si supera el 2,50%, se produce el debilitamiento de la lámina de acero y la ductilidad se degrada. En vista de la ductilidad, el contenido de Si es preferiblemente de 2,20% o menor y más preferiblemente de 2,00% o menor. Por otro lado, si el contenido de Si es menor que 0,10%, la dureza de la

45 martensita templada disminuye en gran medida y no es posible asegurar la resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o mayor. Para mejorar la resistencia, el valor de límite inferior de Si es preferiblemente 0,30% o mayor y más preferiblemente 0,50% o mayor.

"Mn: 1,00 a 3,50%"

Debido a que el Mn es un elemento que mejora la resistencia de la lámina de acero y es posible controlar la

50 distribución de dureza en la lámina de acero al controlar la distribución de Mn en la lámina de acero, Mn se agrega a la lámina de acero de la presente invención. Sin embargo, si el contenido de Mn supera el 3,50%, se genera una parte concentrada de Mn gruesa en el centro en el espesor de la lámina de la lámina de acero, el debilitamiento ocurre fácilmente y problemas tales como la fractura de una losa fundida ocurren fácilmente. Además, si el contenido de Mn supera el 3,50%, la propiedad de soldadura también se degrada. Por esta razón, es necesario que el

55 contenido de Mu sea 3,50% o menor. En vista de la propiedad de soldadura, el contenido de Mn es preferiblemente

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3,20% o menor y más preferiblemente 3,00% o menor. Por otro lado, si el contenido de Mn es menor que 1,00%, una gran cantidad de estructuras blandas se forman durante el enfriamiento después del recocido, lo cual hace difícil asegurar la resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o mayor y, por lo tanto, es necesario que el contenido de Mn sea de 1,00% o mayor. Para mejorar la resistencia, el contenido de Mn es preferiblemente de 1,30% o mayor y más preferiblemente de 1,50% o mayor.

"P: 0,001 a 0,030%"

P tiende a segregarse en el centro en el espesor de la lámina de la lámina de acero y provoca el debilitamiento de una parte soldada. Si el contenido de P supera el 0,300%, ocurre un debilitamiento significativo de la parte soldada y, por lo tanto, el contenido de P se limita a 0,030% o menos. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de P, se configura 0,001% como el valor de límite inferior debido a que los costos de fabricación aumentan en gran medida cuando el contenido de P es menor que 0,001%.

"S: 0,0001 a 0,0100%"

El S afecta de manera adversa la propiedad de soldadura y la factibilidad de fabricación durante el fundido y laminado en caliente. Por esta razón, el límite superior del contenido de S se fija en 0,0100% o menos. Además, debido a que el S está ligado al Mn para formar MnS grueso y reduce la expansibilidad, el contenido de S es preferiblemente de 0,0050% o menos y más preferiblemente de 0,0025% o menos. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de S, se configura 0,0001% como el valor de límite inferior debido a que los costos de fabricación aumentan en gran medida cuando el contenido de S es menor que 0,0001%.

"Al: 0,001 % a 2,500%"

El Al es un elemento que suprime la producción de carburo de hierro y mejora la resistencia. Sin embargo, si un contenido de Al supera 2,50%, una fracción de ferrita en la lámina de acero aumenta excesivamente y la resistencia disminuye, por lo tanto, el límite superior del contenido de Al se fija en 2,500%. El contenido de Al es preferiblemente 2,000% o menor y más preferiblemente 1,600% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Al, 0,001% se fija como el límite inferior debido a que un efecto como un agente desoxidante puede obtenerse cuando el contenido de Al es 0,001% o mayor. Para obtener suficiente efecto como agente desoxidante, el contenido de Al es preferiblemente 0,005% o mayor y más preferiblemente 0,010% o mayor.

"N: 0,0001 a 0,0100%"

Debido a que el N forma nitruro grueso y degrada la expansibilidad, es necesario suprimir la cantidad agregada del mismo. Si el contenido de N supera el 0,0100%, esta tendencia es más evidente y, por lo tanto, el rango del contenido de N se fija en 0,0100% o menos. Además, debido a que N provoca una sopladura durante la soldadura en muchos casos, es preferible que la cantidad de N sea tan pequeña como sea posible. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de N, se configura 0,0001% como el valor de límite inferior debido a que los costos de fabricación aumentan en gran medida cuando el contenido de N es menor que 0,0001%.

"O: 0,0001 a 0,0080%"

Debido a que el O forma óxido y degrada la expansibilidad, es necesario suprimir la cantidad agregada del mismo. Si el contenido de O supera el 0,0080%, la degradación de la expansibilidad es más evidente y, por lo tanto, el límite superior del contenido de O se fija en 0,0080% o menos. El contenido de O es preferiblemente de 0,0070% o menor y más preferiblemente de 0,0060% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de O, se configura 0,0001% como el valor de límite inferior debido a que los costos de fabricación aumentan en gran medida cuando el contenido de O es menor que 0,0001%.

La lámina de acero de alta resistencia de la presente invención puede contener además los siguientes elementos según sea necesario.

"Ti: 0,005 a 0,090%"

El Ti es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia de la lámina de acero mediante fortalecimiento por precipitación, fortalecimiento de grano fino al suprimir el crecimiento de los granos de cristal de ferrita y fortalecimiento por dislocación al suprimir la recristalización. Sin embargo, si un contenido de Ti supera el 0,090%, el número de precipitado de carbonitruro aumenta, la conformabilidad se degrada y, por lo tanto, el contenido de Ti es preferiblemente 0,090% o menor. En vista de la conformabilidad, el contenido de Ti es preferiblemente 0,080% o menor y más preferiblemente 0,70% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Ti, el contenido de Ti es preferiblemente 0,005% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto de Ti que mejora la resistencia. Para mejorar adicionalmente la

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resistencia de la lámina de acero, el contenido de Ti es preferiblemente de 0,010% o mayor y más preferiblemente de 0,015% o mayor.

"Nb: 0,005 a 0,090%"

El Nb es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia de la lámina de acero mediante fortalecimiento por precipitación, fortalecimiento de grano fino al suprimir el crecimiento de los granos de cristal de ferrita y fortalecimiento por dislocación al suprimir la recristalización. Sin embargo, si un contenido de Nb supera el 0,090%, el número de precipitado de carbonitruro aumenta, la conformabilidad se degrada y, por lo tanto, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,090% o menor. En vista de la conformabilidad, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,070% o menor y más preferiblemente de 0,050% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Nb, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,005% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto de Nb que mejora la resistencia. Para mejorar adicionalmente la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,010% o mayor y más preferiblemente de 0,015% o mayor.

"V: 0,005 a 0,090%"

El V es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia de la lámina de acero mediante fortalecimiento por precipitación, fortalecimiento de grano fino al suprimir el crecimiento de los granos de cristal de ferrita y fortalecimiento por dislocación al suprimir la recristalización. Sin embargo, si el contenido de V supera el 0,090%, el número de precipitado de carbonitruro aumenta, la conformabilidad se degrada y, por lo tanto, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,090% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de V, el contenido de V es preferiblemente de 0,005% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto de V que mejora la resistencia.

"B: 0,0001 a 0,0100%"

Debido a que el B retrasa la transformación de fase de austenita en un proceso de enfriamiento después del laminado en caliente, es posible provocar de manera efectiva la distribución de Mn para continuar agregando B. Si el contenido de B supera el 0,0100%, la docilidad a una temperatura alta se deteriora, la productividad se disminuye y de este modo el contenido de B es preferiblemente 0,0100% o menor. En vista de la productividad, el contenido de B es preferiblemente de 0,0050% o menor y más preferiblemente de 0,0030% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de B, el contenido de B es preferiblemente de 0,0001% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto de B que retrasa la transformación de fase. Para retrasar la transformación de fase, el contenido de B es preferiblemente de 0,0003% o mayor y más preferiblemente de 0,0005% o mayor.

"Mo: 0,01 a 0,80%"

Debido a que el Mo retrasa la transformación de fase de austenita en un proceso de enfriamiento después del laminado en caliente, es posible provocar de manera efectiva la distribución de Mn para continuar agregando Mo. Si el contenido de Mo supera el 0,80%, la docilidad a una temperatura alta se deteriora, la productividad se disminuye y de este modo el contenido de Mo es preferiblemente de 0,80% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Mo, el contenido de Mo es preferiblemente de 0,01% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto de Mo que retrasa la transformación de fase.

"Cr: 0,01 a 2,00%" "Ni: 0,01 a 2,00%" "Cu: 0,01 a 2,00%"

Cr, Ni y Cu son elementos que mejoran la contribución a la resistencia y pueden agregarse un tipo o más tipos de los mismos en lugar de una parte de C y/o Si. Si el contenido de cada elemento supera el 2,00%, la propiedad de decapado por ácido, la propiedad de soldadura, la docilidad a una alta temperatura y similares se degradan y, por lo tanto,el contenido de Cr, Ni y Cu es preferiblemente de 2,00% o menor, respectivamente. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Cr, Ni y Cu, el contenido de Cr, Ni y Cu es preferiblemente de 0,10% o mayor, respectivamente, para obtener de manera suficiente el efecto de mejorar la resistencia de la lámina de acero.

"Contenido total de un tipo o dos o más tipos de Ca, Ce, Mg y REM de 0,0001 a 0,5000%"

Ca, Ce, Mg y REM son elementos que son efectivos para mejorar la conformabilidad y es posible agregar un tipo o dos o más tipos de los mismos. Sin embargo, si la cantidad total de uno o más de Ca, Ce, Mg y REM supera el 0,5000%, existe una preocupación de que la ductilidad se pueda deteriorar, por el contrario y, por lo tanto, el contenido total de los elementos es preferiblemente de 0,5000% o menor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de uno o más de Ca, Ce, Mg y REM, el contenido total de los elementos es preferiblemente de 0,0001% o mayor para obtener de manera suficiente el efecto para mejorar la conformabilidad de la lámina de acero. En vista de la conformabilidad, el contenido total de uno o más de Ca, Ce, Mg y REM es preferiblemente de 0,0005% o mayor y más preferiblemente de 0,0010% o mayor. Además, REM es una abreviación para Metales de Tierras Raras y representa un elemento

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que pertenece a la serie de lantánidos. En la presente invención, REM y Ce se agregan en la forma de metal de Misch en muchos casos y existe un caso en el cual los elementos en la serie de lantánidos están contenidos en combinación en adición a La y Ce. Incluso si dichos elementos en la serie de lantánidos que no sean La y Ce se incluyen como impurezas inevitables, los efectos de la presente invención pueden lograrse. Además, los efectos de

5 la presente invención pueden lograrse incluso si se agregan los metales La y Ce.

Además, la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención puede configurarse como una lámina de acero laminada en frío recubierta con zinc de alta resistencia al formar una capa revestida en zinc o una capa revestida en zinc aleada en la superficie de la misma. Al formar la capa revestida en zinc en la superficie de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia, la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia

10 obtiene excelente resistencia a la corrosión. La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia tiene excelente resistencia a la corrosión y puede obtenerse una excelente adhesión de un recubrimiento, debido a que la capa revestida en zinc aleada se forma en la superficie de la misma.

(Método de fabricación de lámina de acero de alta resistencia)

A continuación se proporcionará una descripción de un método para fabricar el acero laminado en frío de alta 15 resistencia de la presente invención.

En primer lugar, para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención, la losa que contiene los constituyentes (composiciones) químicos antemencionados se fundió en primer lugar.

Debido a que la losa se sometió a laminado en caliente, puede utilizarse una losa fundida continua o una losa fabricada por una máquina de fundición de losas finas. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en

20 frío de alta resistencia de la presente invención puede adaptarse a un proceso tal como fundido continuo-laminado directo (CC-DR) en el cual el laminado en caliente se realiza inmediatamente después del fundido.

En el proceso de laminado en caliente, es necesario que una temperatura de calentamiento de la losa sea de 1050°C o mayor. Si la temperatura de calentamiento de la losa es excesivamente baja, una temperatura de laminado final es por debajo de una temperatura de transformación de Ar3 , se realiza un laminado de región de dos fases de 25 ferrita y austenita, una estructura de lámina laminada en caliente se vuelve una estructura de grano dúplex en la cual se mezclan los granos no uniformes, la estructura no uniforme permanece incluso después de los procesos de laminado en frío y recocido y, por lo tanto, la ductilidad y capacidad de plegarse se degradan. Además, debido a que la disminución de la temperatura de laminado final provoca un aumento excesivo en la carga de laminado, y existe la preocupación de que se vuelve difícil realizar un laminado o una forma de la lámina de acero después del laminado

30 puede ser defectuosa, es necesario que la temperatura de calentamiento de la losa sea de 1050°C o mayor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa, es preferible que el límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa sea de 1350°C o menor debido a que configurar una temperatura de calentamiento excesivamente alta no es económicamente preferible.

35 Además, la temperatura de Ar3 se calcula en base a la siguiente ecuación.

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En la ecuación anterior, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo y Al representan el contenido [% en masa] de los elementos.

En relación con la temperatura de laminado final del laminado en caliente, una temperatura más alta entre 800°C y el punto de Ar3 se fija como un límite inferior del mismo, y 1000°C se fija como un límite superior del mismo. Si la 40 temperatura de laminado final es más baja que 800°C, la carga de laminado durante el laminado final aumenta y existe una preocupación de que puede volverse más difícil realizar el laminado en caliente o la forma de la lámina de acero laminada en caliente obtenida después del laminado en caliente puede ser defectuosa. Además, si la temperatura de laminado final es más baja que el punto de Ar3 ¸el laminado en caliente se vuelve un laminado de región de dos fases de ferrita y austenita y la estructura de la lámina de acero laminada en caliente se vuelve una

45 estructura en la cual se mezclan los granos no uniformes.

Por otro lado, aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite superior de la temperatura de laminado final, es necesario configurar la temperatura de calentamiento de la losa a una temperatura excesivamente alta cuando la temperatura de laminado final se fija en una temperatura excesivamente alta para asegurar la temperatura de laminado final. Por esta razón, es preferible que la temperatura

50 del límite superior de la temperatura de laminado final sea 1000°C o más baja.

Un proceso de bobinado después del laminado en caliente y un proceso de enfriamiento antes y después del proceso de bobinado son significativamente importantes para distribuir el Mn. La distribución de Mn anterior en la lámina de acero puede obtenerse al hacer que la microestructura durante el enfriamiento lento después del bobinado sea una estructura de dos fases de ferrita y austenita y al realizar un procesamiento sobre las mismas a una

55 temperatura alta durante un largo tiempo para hacer que el Mn se difunda de ferrita a austenita.

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Para controlar la distribución de la concentración de Mn en el hierro base a un espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero, es necesario que la fracción de volumen de austenita sea 50% o mayor a un espesor de 1/8 a 3/8 cuando la lámina de acero se bobina. Si la fracción de volumen de austenita a un espesor de 1/8 a 3/8 es menor que 50%, la austenita desaparece inmediatamente después del bobinado debido al avance de la transformación de fase y, por lo tanto, la distribución de Mn no continúa de manera suficiente y la distribución de concentración de Mn anterior en la lámina de acero no puede obtenerse. Para que la distribución de Mn continúe de manera efectiva, la fracción de volumen de austenita es preferiblemente 70% o mayor y más preferiblemente 80% o mayor. Por otro lado, si la fracción de volumen de austenita es 100%, la transformación de fase continúa después del bobinado, se produce la ferrita, comienza la distribución de Mn y de este modo el límite superior no se proporciona particularmente para la fracción de volumen de austenita.

Para mejorar la fracción de austenita cuando la lámina de acero se bobina, es necesario que la tasa de enfriamiento durante un periodo desde la terminación del laminado en caliente al bobinado sea 10°C/segundo o mayor en promedio. Si la tasa de enfriamiento es más baja que 10°C/segundo, la transformación de ferrita continúa durante el enfriamiento, y existe una posibilidad de que la fracción de volumen de austenita durante el bobinado pueda volverse menor que 50%. Para mejorar la fracción de volumen de austenita, la tasa de enfriamiento es preferiblemente 13°C/segundo o mayor y más preferiblemente 15°C/segundo o mayor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite superior de la tasa de enfriamiento, es preferible que la tasa de enfriamiento sea 200°C/segundo o menor debido a que se requiere una instalación especial para obtener una tasa de enfriamiento de más de 200°C/segundo y los costos de fabricación aumentan significativamente.

Debido al espesor de óxido formado en la superficie de la lámina de acero aumenta excesivamente y la propiedad de decapado por ácido se degrada si la lámina de acero se bobina a una temperatura que supera los 800°C, la temperatura de bobinado se fija en 750°C o más baja. Para mejorar la propiedad de decapado por ácido, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 720°C o más baja y más preferiblemente de 700°C o más baja. Por otro lado, si la temperatura de bobinado es más baja que el punto de Bs, la resistencia de la lámina de acero laminada en caliente se mejora excesivamente, se vuelve difícil realizar un laminado en frío y, por lo tanto, la temperatura de bobinado se fija en el punto de Bs o más alta. Además, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 500°C o más alta, más preferiblemente de 550°C o más alta y más preferiblemente de 600°C o más alta para mejorar la fracción de austenita después del bobinado.

Más aun, debido a que es difícil medir directamente la fracción de volumen de austenita durante la producción, se corta una pequeña pieza de la losa antes del laminado en caliente, la pequeña pieza se lamina o comprime a la misma temperatura y reducción de laminado que en el pasaje final del laminado en caliente y se enfría con agua inmediatamente después del enfriamiento a la misma tasa de enfriamiento que la de durante un periodo del laminado en caliente y el bobinado, se miden las fracciones de fase de la pequeña pieza y una suma de las fracciones de volumen de la martensita tal como está aplacada, la martensita templada y la austenita retenida se considera una fracción de volumen de austenita durante el bobinado al determinar la fracción de volumen de austenita durante el bobinado de acuerdo con la presente invención.

El proceso de enfriamiento de la lámina de acero después del bobinado es importante para controlar la distribución de Mn. La distribución de Mn de acuerdo con la presente invención puede obtenerse al enfriar la lámina de acero de la temperatura de bobinado a (temperatura de bobinado -100)° a una tasa de 20°C/hora o más baja mientras que la fracción de austenita se configura para 50% o más durante el bobinado y la siguiente ecuación (3) se cumple. La Ecuación (3) es un índice que representa el grado de avance de la distribución de Mn entre la ferrita y austenita y representa que la distribución de Mn continúa adicionalmente mientras el valor del lado izquierdo se vuelve mayor. Para provocar adicionalmente una distribución de Mn para continuar, el valor del lado izquierdo es preferiblemente 2,5 o mayor y más preferiblemente 4,0 o mayor. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite superior del valor del lado izquierdo, es preferible que el límite superior sea 50,0

o menor dado que es necesario retener calor durante un largo tiempo para mantener el valor sobre 50,0 y los costos de fabricación aumentan significativamente.

[Ecuación 3]

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Tc: temperatura de bobinado (°C)

T: temperatura de lámina de acero (°C)

t(T): tiempo de mantenimiento a temperatura T (segundo)

Para provocar la distribución de Mn para continuar entre ferrita y austenita, es necesario mantener un estado donde ambas fases coexistan. Si la tasa de enfriamiento de la temperatura de bobinado a (temperatura de bobinado 100)°C supera los 20°C/hora, la transformación de fase continúa excesivamente, la austenita en la lámina de acero puede desaparecer y, por lo tanto, la tasa de enfriamiento de la temperatura de bobinado a (temperatura de

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bobinado -100)°C se fija en 20°C/hora o menos. Para provocar la distribución de Mn para continuar, la tasa de enfriamiento de la temperatura de bobinado a (temperatura de bobinado -100)°C es preferiblemente 17°C/hora o más baja y más preferiblemente 15°C/hora o más baja. Aunque los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el límite inferior de la tasa de enfriamiento, es preferible que el límite inferior sea 1°C/hora o más alto debido a que es necesario realizar retención de calor durante un largo periodo de tiempo para mantener la tasa de enfriamiento a menos de 1°C/hora y los costos de fabricación significativamente aumentan.

Además, la lámina de acero puede recalentarse después del bobinado dentro de un rango de cumplimiento con la Ecuación (3) y la tasa de enfriamiento.

Se realiza el decapado por ácido en la lámina de acero laminada en caliente fabricada de este modo. El decapado por ácido es importante para mejorar una fosfatibilidad de la lámina de acero de alta resistencia laminada en frío como un producto final y una propiedad de revestimiento de zinc de sumersión caliente de la lámina de acero laminada en frío para una lámina de acero galvanizada o una lámina de acero galvanizada y recocida debido a que el óxido en la superficie de la lámina de acero puede retirarse mediante decapado. Además, el decapado por ácido puede realizarse una vez o una pluralidad de veces.

A continuación, la lámina de acero laminada en caliente después del decapado por ácido se somete a laminado en frío a una reducción de laminado de 35 a 80% y se hace pasar a través de una línea de recocido continuo o una línea de galvanizado continuo. Al configurar la reducción de laminado a 35% o más, es posible mantener la forma plana y mejorar la ductilidad del producto final.

Para mejorar la expansibilidad, es preferible que las regiones donde la concentración de Mn es alta y regiones donde la concentración de Mn es baja tengan una distribución estrecha al distribuir el Mn en el proceso posterior. Para hacerlo, es efectivo aumentar la reducción de laminado durante el laminado en frío, recristalizar ferrita durante el aumento de temperatura y hacer que los diámetros de grano sean finos. En dicho punto de vista, la reducción de laminado es preferiblemente 40% o más alta y más preferiblemente 45% o más alta.

Por otro lado, en el caso de laminado en frío en la reducción de laminado de 80% o más baja, la carga de laminado en frío no es excesivamente grande y no es difícil realizar el laminado en frío. Por esta razón, el límite superior de la reducción de laminado se fija en 80% o más baja. En vista de la carga de laminado en frío, la reducción de laminado es preferiblemente 75% o más baja.

Además, los efectos de la presente invención pueden lograrse sin determinar particularmente el número de pases de laminado y reducción de laminado de cada pase.

A continuación, la lámina de acero laminada en frío obtenida se hace pasar a través de la línea de recocido continuo para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia. En relación con un proceso en el cual la lámina de acero laminada en frío se hace pasar a través de la línea de recocido continuo, se proporcionará una descripción detallada de un historial de temperatura de la lámina de acero cuando la lámina de acero se hace pasar a través de la línea de recocido continuo, con referencia a la FIG. 5.

La FIG. 5 es una gráfica que ilustra el historial de temperatura de la lámina de acero laminada en frío cuando la lámina de acero laminada en frío se hace pasar a través de la línea de recocido continuo, que es una gráfica que muestra la relación entre la temperatura de la lámina de acero laminada en frío y el tiempo. En la FIG. 5, un rango de (el punto Ae3 -50°C) al punto de Bs se muestra como una "región de temperatura de transformación de ferrita", un rango del punto de Bs al punto de Ms se muestra como el "rango de temperatura de transformación de bainita" y un rango del punto de Ms a una temperatura ambiente se muestra como el "rango de temperatura de transformación de martensita".

Además, el punto de Bs se calcula en base a la siguiente ecuación:

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En la ecuación anterior, VF representa la fracción de volumen de ferrita y C, Mn, Cr, Ni, Al y Si representan cantidades agregadas [% en masa] de los elementos.

Además, el punto de Ms se calcula en base a la siguiente ecuación:

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En la ecuación anterior, VF representa una fracción de volumen de ferrita, C, Si, Mn, Cr, Ni y Al representan cantidades agregadas [% en masa] de los elementos. Además, debido a que es difícil medir directamente la fracción de volumen de ferrita durante la producción, una pequeña pieza de la lámina de acero laminada en frío antes de que la lámina laminada en frío se haga pasar a través de la línea de recocido continuo, se corta y recuece en base al mismo historial de temperatura que cuando la pieza pequeña se hizo pasar a través de la línea de recocido continuo, se mide la dispersión en el volumen de ferrita en la pequeña pieza y un valor numérico calculado utilizando el resultado de la medición se considera la fracción de volumen VF de ferrita, para determinar el punto de Ms en la presente invención.

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Como se muestra en la FIG. 5, un proceso de calentamiento para recocer la lámina de acero laminada en frío a una temperatura de calentamiento máxima (T1) en el rango de 750°C a 1000°C se realiza en primer lugar para hacer que la lámina de acero laminada en frío pase a través de la línea de recocido continuo. Si la temperatura de calentamiento máxima T1 en el proceso de calentamiento es más baja que 750°C, la cantidad de austenita es

5 insuficiente, y no es posible asegurar una cantidad suficiente de estructuras duras en la transformación de fase durante el enfriamiento posterior. Desde este punto de vista, la temperatura de calentamiento máxima T1 es preferiblemente 770°C o más alta. Por otro lado, si la temperatura de calentamiento máxima T1 supera los 1000°C, el diámetro del grano de austenita se vuelve grueso, la transformación apenas continúa durante el enfriamiento y se vuelve difícil obtener de manera suficiente una estructura de ferrita blanda, en particular. Desde este punto de vista, la temperatura de calentamiento máxima T1 es preferiblemente 900°C o más baja.

A continuación, un primer proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero laminada en frío de la temperatura de calentamiento máxima T1 al rango de temperatura de transformación de ferrita o más bajo se realiza como se muestra en la FIG. 5. En el primer proceso de enfriamiento, la lámina de acero laminada en frío se mantiene en el rango de temperatura de transformación de ferrita durante 20 segundos a 1000 segundos. Para producir de manera

15 suficiente una estructura de ferrita blanda, es necesario que la lámina de acero laminada en frío se mantenga durante 20 segundos o más en el rango de temperatura de transformación de ferrita en el primer proceso de enfriamiento y la lámina de acero laminada en frío se mantiene preferiblemente durante 30 segundos o más y más preferiblemente se mantiene durante 50 segundos o más. Por otro lado, si el tiempo durante el cual la lámina de acero laminada en frío se mantiene en el rango de temperatura de transformación de ferrita supera los 1000 segundos, la transformación de ferrita continúa excesivamente, una cantidad de austenita sin transformar disminuye y no es posible obtener de manera suficiente una estructura dura.

Además, un segundo proceso de enfriamiento en el cual la lámina de acero laminada en frío después de ser mantenida en el rango de temperatura de transformación de ferrita durante 20 segundos a 1000 segundos para provocar la transformación de ferrita en el primer proceso de enfriamiento se enfría a una segunda tasa de

25 enfriamiento y el enfriamiento se detiene dentro de un rango del punto de Ms -120°C al punto de Ms (la temperatura de partida de transformación de martensita) se realiza como se muestra en la FIG. 5. Al realizar el segundo proceso de enfriamiento, es posible provocar la transformación de martensita de la austenita sin transformar para continuar.

Si la segunda temperatura de detención de enfriamiento T2 a la cual se detiene el segundo proceso de enfriamiento supera el punto de Ms, la martensita no se produce. Por otro lado, si la segunda temperatura de detención de enfriamiento T2 es más baja que el punto de Ms -120°C, la mayoría de las partes de la austenita sin transformar se vuelve martensita y no es posible obtener una cantidad suficiente de bainita en los procesos posteriores. Para hacer que una cantidad suficiente de austenita sin transformar permanezca, la segunda temperatura de detención del proceso de enfriamiento T2 es preferiblemente el punto de Ms -80°C o más alta y más preferiblemente el punto de Ms -60°C o más alta.

35 Además, es preferible evitar que la transformación de bainita continúe excesivamente en el rango de temperatura de transformación de bainita, que es un rango de temperatura entre el rango de temperatura de transformación de ferrita y el rango de temperatura de transformación de martensita, al enfriar la lámina de acero del rango de temperatura de transformación de ferrita al rango de temperatura de transformación de martensita a la segunda tasa de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento. Por esta razón, es necesario configurar la segunda tasa de enfriamiento en el rango de temperatura de transformación de bainita a 10°C/segundo o mayor en promedio, y la segunda tasa de enfriamiento es preferiblemente 20°C/segundo o mayor y más preferiblemente 50°C/ segundo o más alta.

Después de realizar el segundo proceso de enfriamiento que detiene el enfriamiento en un rango del punto de Ms 120°C al punto de Ms, como se muestra en la FIG. 5, se realiza un proceso de mantenimiento en el cual la lámina de

45 acero se mantiene dentro de un rango de la segunda temperatura de detención de enfriamiento al punto de Ms durante 2 segundos a 1000 segundos para hacer que la transformación de martensita continúe adicionalmente. En el proceso de mantenimiento, es necesario mantener la lámina de acero durante 2 segundos o más para hacer que la transformación de martensita continúe de manera suficiente. Si el tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene supera los 1000 segundos en el proceso de mantenimiento, se produce la bainita inferior dura, se reduce una cantidad de austenita sin transformar y no puede obtenerse una bainita con una dureza que sea parecida a la de la ferrita.

Más aun, después de mantener la lámina de acero dentro del rango de la segunda temperatura de detención de enfriamiento al punto de Ms y hacer que la transformación de martensita continúe como se muestra en la FIG. 5, un proceso de recalentamiento para recalentar la lámina de acero se realiza para producir bainita con una dureza entre

55 la dureza de ferrita y la dureza de martensita. Una temperatura T3 (temperatura de detención de recalentamiento) a la cual se detiene el recalentamiento en el proceso de recalentamiento se configura en el punto de Bs (temperatura de partida de transformación de bainita (el límite superior del rango de temperatura de transformación de bainita)) 100°C o más alta para reducir la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero.

Para reducir adicionalmente la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero, es preferible producir bainita blanda con poca diferencia de dureza de la de la ferrita. Para producir bainita blanda, la transformación de

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bainita preferiblemente se hace continuar a una temperatura que es tan alta como sea posible. Por consiguiente, la temperatura de detención de recalentamiento T3 es preferiblemente el punto de Bs -60°C o más alta y es más preferiblemente el punto de Bs o más alta como se muestra en la FIG. 5.

En el proceso de recalentamiento, es necesario que la tasa de aumento de temperatura en el rango de temperatura de transformación de bainita sea 10°C/segundo o mayor en promedio y que la tasa del aumento de temperatura sea preferiblemente 20°C/segundo o mayor y más preferiblemente 40°C/segundo o mayor. Debido a que la transformación de bainita continúa excesivamente en un estado del rango de temperatura bajo si la tasa de aumento de temperatura en el rango de temperatura de transformación de bainita es bajo en el proceso de recalentamiento, la bainita dura con una gran diferencia de dureza de la de la ferrita se produce fácilmente y bainita blanda con una pequeña diferencia de dureza de la de la ferrita, que puede reducir la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero, no se produce fácilmente. Por consiguiente, es preferible que la tasa de aumento de temperatura en el rango de temperatura de transformación de bainita sea alta en el proceso de recalentamiento.

De acuerdo con esta realización, una suma (tiempo de mantenimiento total) del tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el segundo proceso de enfriamiento y el tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de transformación de bainita en el proceso de recalentamiento es preferiblemente de 25 segundos o menos y más preferiblemente 20 segundos o menos, para suprimir el avance excesivo de la transformación de bainita en el segundo proceso de enfriamiento y el proceso de recalentamiento.

Además, un tercer proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero de la temperatura de detención de recalentamiento T3 a una temperatura que es más baja que el rango de temperatura de transformación de bainita se realiza después del proceso de recalentamiento como se muestra en la FIG. 5. En el tercer proceso de enfriamiento, la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 30 segundos o más para hacer que la transformación de bainita continúe. Para obtener una cantidad suficiente de bainita, la lámina de acero se mantiene preferiblemente en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 60 segundos o más en el tercer proceso y más preferiblemente se mantiene durante 120 segundos o más. Aunque el límite superior del tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el tercer proceso de enfriamiento no se proporciona particularmente, el límite superior es preferiblemente 2000 segundos o menos y más preferiblemente 1000 segundos o menos. Si el tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita es 2000 segundos o menos, es posible enfriar la lámina de acero hasta la temperatura ambiente antes de completar la transformación de bainita de austenita sin transformar y mejorar adicionalmente de este modo el esfuerzo de rendimiento y la ductilidad de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia al cambiar la austenita sin transformar a martensita o austenita retenida.

Más aun, un cuarto proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero de la temperatura que es más baja que el rango de temperatura de transformación de bainita a temperatura ambiente se realiza después del tercer proceso de enfriamiento como se muestra en la FIG. 5. Aunque la tasa de enfriamiento en el cuarto proceso de enfriamiento no se define particularmente, es preferible que la tasa de enfriamiento promedio sea 1°C/segundo o mayor para cambiar la austenita sin transformar en martensita o austenita retenida.

Como resultado de los procesos anteriores, es posible obtener una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia con alta ductilidad y alta expansibilidad.

Más aun, una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia también puede obtenerse en la presente invención al realizar una galvanoplastia con zinc en la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia obtenida al hacer que la lámina de acero pase a través de la línea de recocido continuo en base al método antemencionado.

Además, la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia también puede fabricarse en la presente invención mediante el siguiente método utilizando la lámina de acero laminada en frío obtenida en base al método anterior.

Es decir, la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío puede fabricarse de la misma manera que el caso antemencionado en el cual la lámina de acero laminada en frío se hace pasar a través de la línea de recocido continuo excepto que la lámina de acero laminada en frío se sumerge en un baño de revestimiento en zinc en el proceso de recalentamiento.

Al hacerlo, es posible obtener la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia con alta ductilidad y alta flexibilidad, cuya superficie incluye una capa revestida en zinc formada en la misma.

Más aun, cuando la lámina de acero laminada en frío se sumerge en el baño de revestimiento de zinc en el proceso de recalentamiento, la capa revestida en la superficie puede alearse al configurar la temperatura de detención de recalentamiento T3 durante el proceso de recalentamiento a 460°C a 600°C y al realizar el procesamiento de aleación en el cual la lámina de acero laminada en frío después de ser sumergida en baño de revestimiento de zinc se mantiene a la temperatura de detención de recalentamiento T3 durante dos segundos o más.

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Al realizar dicho procesamiento de aleación, la aleación Zn-Fe obtenida al alear la capa de revestimiento de zinc se forma en la superficie y puede obtenerse la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia con la capa revestida con zinc aleado proporcionada en la superficie del mismo.

Además, el método de fabricación de la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia no

5 se limita al ejemplo anterior, y la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia puede fabricarse al realizar el mismo procesamiento que en el caso antemencionado en el cual la lámina de acero laminada en frío se hace pasar a través de la línea de recocido continuo, con la diferencia de que la lámina de acero se sumerge en el baño de revestimiento de zinc en el rango de temperatura de transformación de bainita en el tercer proceso de enfriamiento, por ejemplo.

10 Al hacerlo, puede obtenerse la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia con alta ductilidad y alta expansibilidad, cuya superficie incluye una capa revestida en zinc formada en la misma.

Cuando la lámina de acero se sumerge en el baño de revestimiento de zinc en el rango de temperatura de transformación de bainita en el tercer proceso de enfriamiento, la capa revestida en la superficie puede alearse al realizar un procesamiento de aleación en el cual la lámina de acero laminada enfrío siendo sumergida en el baño de

15 revestimiento de zinc se recalienta nuevamente hasta 460°C a 600°C y se mantiene durante 2 segundos o más.

Incluso cuando se realiza dicho procesamiento de aleación, la aleación Zn-Fe obtenida al alear la capa revestida de zinc se forma en la superficie y puede obtenerse la lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que incluye la capa revestida con zinc aleado en la superficie de la misma.

Además, el laminado para la corrección de forma puede realizarse en la lámina de acero laminada en frío después

20 del recocido en la presente realización. Sin embargo, dado que ocurre el endurecimiento por deformación de la parte de ferrita blanda y la ductilidad se degrada de manera suficiente si la reducción de laminado después del recocido supera el 10%, la reducción de laminado es preferiblemente menor que 10%.

[Ejemplos]

La losa que contiene los constituyentes químicos A a AQ que se muestran en las Tablas 1, 2, 19, y 20 se fundió, se

25 realizó un laminado en caliente del mismo en las condiciones (temperatura de calentamiento de la losa de laminado en caliente, temperatura de laminado final) que se muestran en las Tablas 3, 4, 21, 22 y 29, y el bobinado se realizó en las condiciones (tasa de enfriamiento después del laminado, temperatura de bobinado, tasa de enfriamiento después del bobinado) que se muestran en las Tablas 3, 4, 21, 22 y 29. A continuación, después del decapado por ácido, se realizó el laminado en frío a la "reducción de laminado" que se muestra en las Tablas 3, 21 y 22 para

30 obtener las láminas de acero laminadas en frío con espesores en los Ejemplos experimentales a a bd y los Ejemplos experimentales ca a ds que se muestran en las Tablas 3, 21 y 22. Además, se realizó decapado por ácido después del bobinado y se realizó el laminado en frío en las mismas para obtener la lámina de acero laminada en caliente con espesores en los Ejemplos comparativos dt a dz que se muestran en la Tabla 29.

Posteriormente, la lámina de acero laminada en frío en los Ejemplos experimentales a a bd y Ejemplos

35 experimentales ca a ds y la lámina de acero laminada en caliente de los Ejemplos comparativos dt a dz se hicieron pasar a través de la línea de recocido continuo para fabricar las láminas de acero en los Ejemplos experimentales 1 a 134.

Al hacer que las láminas de acero pasen a través de la línea de recocido continuo, las láminas de acero laminadas en frío de alta resistencia en los Ejemplos 1 a 134 se obtuvieron en base al siguiente método en las condiciones que 40 se muestran en las Tablas 5 a 12, 23 a 25, 30 y 31 (una temperatura de calentamiento máxima en un proceso de calentamiento, tiempo de mantenimiento en un rango de temperatura de transformación de ferrita en un primer proceso de enfriamiento, una tasa de enfriamiento en un rango de temperatura de transformación de bainita en un segundo proceso de enfriamiento, una temperatura de detención de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento, tiempo de mantenimiento en un proceso de mantenimiento, una tasa de aumento de temperatura en el 45 rango de temperatura de transformación de bainita y la temperatura de detención de recalentamiento en un proceso de recalentamiento, tiempo de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de bainita en un tercer proceso de enfriamiento, la tasa de enfriamiento en un cuarto proceso de enfriamiento, una suma de un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el segundo proceso de enfriamiento y un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de

50 transformación de bainita en el proceso de recalentamiento (tiempo de mantenimiento total)).

Es decir, se realiza el proceso de calentamiento para recocer la lámina de acero laminada en frío en los Ejemplos experimentales a a bd y los Ejemplos experimentales ca a ds y la lámina de acero laminada en caliente en los Ejemplos comparativos dt a dz, el primer proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero laminada en frío fr la temperatura de calentamiento máxima al rango de temperatura de transformación de ferrita o más bajo, el 55 segundo proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero laminada en frío después del primer proceso de enfriamiento, el proceso de mantenimiento para mantener la lámina de acero laminada en frío después del segundo proceso de enfriamiento, el proceso de recalentamiento para recalentar la lámina de acero laminada en frío después del proceso de mantenimiento hasta la temperatura de detención de recalentamiento, el tercer proceso de

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enfriamiento para enfriar la lámina de acero laminada en frío después del proceso de recalentamiento de la temperatura de detención de recalentamiento a la temperatura que es más baja que el rango de temperatura de transformación de bainita, en el cual la lámina de acero laminada en frío se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 30 segundos o más, y el cuarto proceso de enfriamiento para enfriar la lámina de acero de la temperatura que es más baja que el rango de temperatura de transformación de bainita a la temperatura ambiente.

Como resultado de los procesos anteriores, se obtuvieron las láminas de acero laminadas en frío de alta resistencia y las láminas de acero laminadas en caliente de alta resistencia en los Ejemplos 1 a 134.

Posteriormente, una parte de los Ejemplos experimentales en los cuales las láminas de acero se hicieron pasar a través de la línea de recocido continuo, a saber, las láminas de acero laminadas en frío en los Ejemplos experimentales 60 a 63, se sometieron a galvanoplastia con zinc en base al siguiente método para fabricar la lámina de acero galvanizada con zinc (EG) en los Ejemplos experimentales 60 a 63.

Primero, se realizó un desengrase alcalino, enjuague con agua, decapado por ácido y enjuague con agua en la lámina de acero, que se pasó a través de la línea de recocido continuo, como proceso previo al el revestimiento. Posteriormente se realizó tratamiento electrolítico en la lámina de acero después del procesamiento previo utilizando un dispositivo de galvanoplastia tipo circulación de líquido con un baño de revestimiento que contenía sulfato de zinc, sulfato de sodio y ácido sulfúrico a una densidad de corriente de 100 A/dm2 hasta un espesor de revestimiento predeterminado, y se realizó un revestimiento con Zn.

En relación con las láminas de acero laminadas en frío en los Ejemplos experimentales 64 a 68, las láminas de acero laminadas en frío se sumergieron en el baño de revestimiento con zinc en el proceso de recalentamiento cuando la lámina de acero laminada en frío se hizo pasar a través de la línea de recocido continuo y se obtuvieron las láminas de acero recubiertas con zinc de alta resistencia.

Además, en relación con las láminas de acero laminadas en frío en los Ejemplos experimentales 69 a 73, las láminas de acero laminadas en frío después de sumergirse en el baño de revestimiento con zinc en el proceso de recalentamiento se sometieron al procesamiento de aleación, en el cual las láminas de acero laminadas en frío se mantuvieron a la "temperatura de detención de recalentamiento T3" que se muestra en la Tabla 11 para el "tiempo de mantenimiento" que se muestra en la Tabla 12 para alear la capa revestida en la superficie de la misma y se obtuvieron las láminas de acero recubiertas con zinc de alta resistencia con capas revestidas con zinc aleadas.

En relación con las láminas de acero laminadas en frío en los Ejemplos experimentales 74 a 77, las láminas de acero laminadas en frío se sumergieron en el baño de revestimiento con zinc en el tercer proceso de enfriamiento cuando las láminas de acero laminadas en frío se hicieron pasar a través de la línea de recocido continuo y se obtuvieron las láminas de acero recubiertas con zinc de alta resistencia.

En relación con las láminas de acero laminadas en frío en los Ejemplos experimentales 78 a 82, las láminas de acero laminadas en frío después de sumergirse en el baño de revestimiento con zinc en el tercer proceso de enfriamiento se sometieron al proceso de aleación, en el cual las láminas de acero laminadas en frío se recalentaron nuevamente hasta la "temperatura de aleación Tg" que se muestra en la Tabla 12 y se mantuvieron durante el "tiempo de mantenimiento" que se muestra en la Tabla 12 para alear las capas revestida en las superficies de la misma y se obtuvieron las láminas de acero recubiertas con zinc de alta resistencia con capas revestidas con zinc aleadas.

En relación con la lámina de acero laminada en caliente en el Ejemplo comparativo 130, la lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia con la capa laminada con zinc aleada se obtuvo sumergiendo la lámina de acero que se hizo pasar a través de la línea de recocido continuo en el baño de revestimiento con zinc, luego realizando en la misma un procesamiento de aleación en el cual la lámina de acero se recalentó nuevamente hasta la "temperatura de aleación Tg" que se muestra en la Tabla 31 y se mantuvo durante el "tiempo de mantenimiento" que se muestra en la Tabla 31 y de este modo se aleó la capa revestida en la superficie de la misma.

En relación con la lámina de acero laminada en caliente en el Ejemplo comparativo 132, la lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia con la capa laminada con zinc aleada se obtuvo sumergiendo la lámina de acero laminada en caliente en el baño de revestimiento con zinc, cuando la lámina de acero laminada en caliente se hizo pasar a través de la línea de recocido continuo, realizando un procesamiento de aleación en la misma en el cual la lámina de acero laminada en caliente se recalentó nuevamente hasta la "temperatura de aleación Tg" que se muestra en la Tabla 31 y se mantuvo durante el "tiempo de mantenimiento" que se muestra en la Tabla 31 y de este modo aleando la capa revestida en la superficie de la misma.

En relación con la lámina de acero laminada en caliente en el Ejemplo comparativo 134, la lámina de acero que se hizo pasar a través de la línea de recocido continuo se sumergió en el baño de revestimiento con zinc, y se obtuvo la lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia.

En relación con las láminas de alta resistencia obtenidas de este modo en los Ejemplos experimentales 1 a 134, se observaron microestructuras y se obtuvieron fracciones de volumen de ferrita (F), ferrita bainítica (BF), bainita (B),

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martensita templada (TM), martensita nueva (M) y austenita retenida ( retenida) en base al siguiente método. Además, "B + BF" en las tablas representa una fracción de volumen total de ferrita y ferrita bainítica.

En relación con la fracción de volumen de austenita retenida, una superficie de observación a un espesor de 1/4, que era paralela a la superficie de la placa de la lámina de acero, se consideró como una superficie de observación, se realizó un análisis de rayos X a la misma y se calculó una fracción de área y se consideró como la fracción de volumen de la misma.

En relación con las fracciones de volumen de ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita templada y martensita nueva, una sección transversal del espesor de la lámina que era paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero se consideró como una superficie de observación, se recogió una muestra de la misma, se realizó el molido y ataque con nital en la superficie de observación, una región rodeada por lados de 30 µm se fijó en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 del espesor de lámina, la región se observó con FE-SEM, y las fracciones de área se midieron y consideraron como las fracciones de volumen de la misma. Los resultados se muestran en las Tablas 13, 14, 17, 26 y 32.

En relación con las láminas de acero laminadas en frío de alta resistencia en los Ejemplos experimentales 1 a 134, la sección transversal del espesor de lámina que era paralela a la dirección de laminado de las láminas de acero se acabaron como superficies de espejo y se realizó un análisis EPMA en un rango de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 de los espesores de lámina para medir las cantidades de Mn. La medición se realizó mientras el diámetro de sonda se configuró a 0,5 µm y un tiempo de medición para un punto se configuró a 20 ms, y las cantidades de Mn se midieron para 40000 puntos en el análisis de superficie. Los resultados se muestran en las Tablas 15, 16, 18, 27, 28 y 33. Después de retirar los resultados de medición de inclusión de los resultados de medición, se obtuvieron respectivamente los valores máximos y valores mínimos de la concentración de Mn y se calcularon las diferencias entre los valores máximos y los valores mínimos obtenidos de la concentración de Mn. Los resultados se mostrarán en las Tablas 15, 16, 18, 27, 28 y 33.

En relación con cada una de las láminas de acero laminadas en frío de alta resistencia en los Ejemplos experimentales 1 a 134, se ejemplificaron "una relación (H98/H2) de un valor de medición de la dureza de 2% (H2) con respecto a un valor de medición de la dureza de 98% (H98), que se obtuvo al convertir los valores de medición mientras una diferencia entre un valor de medición máximo y un valor de medición mínimo de dureza se consideró como 100%, una curtosis (K*) entre el valor de medición de la dureza de 2% y el valor de medición de la dureza de 98%, un tamaño de grano de cristal promedio, ya sea si el número de todos los valores de medición en cada rango dividido, que se obtuvieron al dividir de manera igual un rango de la dureza de 2% a la dureza de 98% en 10 partes, estaba o no en un rango de 2% a 30% del número de todos los valores de medición en una gráfica que representa una relación entre la dureza clasificada en una pluralidad de niveles y un número de valores de medición en cada nivel cuando cada valor de medición se convirtieron mientras una diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de los valores de medición de dureza se consideró como 100%". Los resultados se muestran en las Tablas 15, 16, 18, 27,28 y 33.

Además, la dureza se midió utilizando un evaluador de micro-dureza dinámico proporcionado con un penetrador de pirámide de tres lados tipo Berkovich en una carga de muesca de 1 g en base a un método de medición de profundidad de muesca. La posición de medición de dureza se fijó en un rango de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 del espesor de lámina en la sección transversal del espesor de la lámina que era paralela a una dirección de laminado de la lámina de acero. Además, el número de valores de medición (número de punto de muescas) estaba en el rango de 100 a 10000 y preferiblemente 1000 o más.

Además, el tamaño de grano de cristal promedio se midió utilizando un método EBSD (Difracción de electrones por retrodispersión). Una superficie de Observación del tamaño de grano de cristal se fijó en un rango de 1/8 a 3/8 aproximadamente 1/4 del espesor de lámina en la sección transversal del espesor de la lámina que era paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero. A continuación, un límite, en el cual una diferencia de orientación cristalina entre puntos de medición que estaban adyacentes en la orientación cristalina bcc en la superficie de observación fue de 15° o más, en la superficie de observación se consideró como un límite de grano de cristal y se midió el tamaño de grano de cristal. A continuación se calculó el tamaño de grano de cristal promedio al aplicar un método de intersección al resultado (mapa) del límite de grano de cristal obtenido. Los resultados se muestran en las Tablas 13, 14, 17, 26 y 32.

Más aun, las piezas de prueba de tensión en base a JIS Z 2201 se recogieron de las láminas de acero de alta resistencia en los Ejemplos experimentales 1 a 134, las pruebas de tensión se realizaron en las mismas en base a JIS Z 2241y se midieron la resistencia a la tensión máxima (TS) y ductilidad (EL). Los resultados se muestran en las Tablas 15, 16, 18, 27, 28 y 33.

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Tabla 1

Ejemplo experimental: C Si Mn P S Al N O imagen20

% de masa
% de masa
% de masa
% de masa
% de masa
% de masa
% de masa
% de masa

A: 0,185 1,32 2,41 0,006 0,0016 0,043 0,0039 0,0008 Ejemplo

B: 0,094 1,79 2,65 0,012 0,0009 0,017 0,0020 0,0011 Ejemplo

C: 0,128 1,02 2,87 0,022 0,0007 0,127 0,0028 0,0014 Ejemplo

D: 0,234 0,85 2,15 0,005 0,0004 0,233 0,0016 0,0011 Ejemplo

E: 0,167 1,38 2,16 0,013 0,0021 0,026 0,0030 0,0009 Ejemplo

F: 0,219 1,47 1,82 0,007 0,0020 0,061 0,0025 0,0020 Ejemplo

G: 0,242 0,50 2,37 0,007 0,0043 1,175 0,0040 0,0022 Ejemplo

H: 0,124 1,65 2,14 0,005 0,0043 0,032 0,0050 0,0010 Ejemplo

I: 0,104 2,28 1,95 0,018 0,0046 0,030 0,0023 0,0018 Ejemplo

J: 0,076 1-82 2,48 0,018 0,0013 0,064 0,0056 0,0009 Ejemplo

K: 0,197 0,78 2,82 0,005 0,0021 1,310 0,0054 0,0008 Ejemplo

L: 0,159 1,09 3,01 0,005 0,0040 0,029 0,0028 0,0016 Ejemplo

M: 0,088 2,06 2,50 0,020 0,0032 0,015 0,0034 0,0017 Ejemplo

N: 0,080 1,52 2,01 0,022 0,0023 0,046 0,0032 0,0018 Ejemplo

O: 0,172 1,33 2,67 0,014 0,0032 0,086 0,0039 0,0043 Ejemplo

P: 0,223 0,38 3,02 0,009 0,0037 2,304 0,0015 0,0012 Ejemplo

Q: 0,137 2,08 2,12 0,013 0,0045 0,075 0,0020 0,0015 Ejemplo

R: 0,143 1,13 1,59 0,004 0,0041 0,020 0,0060 0,0021 Ejemplo

S: 0,173 0,85 2,37 0,010 0,0004 1,526 0,0048 0,0023 Ejemplo

T: 0,167 1,95 1,79 0,009 0,0032 0,091 0,0016 0,0016 Ejemplo

U: 0,211 0,41 2,56 0,012 0,0043 0,683 0,0034 0,0023 Ejemplo

V: 0,226 1,26 1,68 0,003 0,0029 0,746 0,0014 0,0010 Ejemplo

W: 0,025 1,99 2,19 0,014 0,0039 0,046 0,0058 0,0021 Ejemplo comparativo

X: 0,519 1,22 1,84 0,018 0,0047 0,036 0,0033 0,0010 Ejemplo comparativo

Y: 0,175 0,03 2,14 0,019 0,0036 0,050 0,0034 0,0008 Ejemplo comparativo

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23 Tabla 2 Tabla 3

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Tabla 4

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Tabla 5

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Tabla 6

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Tabla 7

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Tabla 8 Tabla 9

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Tabla 10

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Tabla 11

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Tabla 12

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Tabla 13 Tabla 14

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Tabla 15

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Tabla 16

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Tabla 17 Tabla 18 Tabla 19 Tabla 20 Tabla 21

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Tabla 22 Tabla 23

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Tabla 24

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Tabla 25

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Tabla 27 Tabla 28

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Tabla 29 Tabla 30

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Tabla 31 Tabla 32

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Tabla 33

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Como se muestra en las Tablas 15, 16, 18, 27, 28 y 33, se confirmó que el valor de medición de la dureza de 98% fue 1,5 o más veces más alta que el valor de medición de la dureza de 2%, que la curtosis (K*) entre el valor de medición de la dureza de 2% y el valor de medición de la dureza de 98% fue de -0,40 o menor, que el tamaño de grano de cristal promedio fue de 10 µm o menor y que la lámina de acero tuvo excelente resistencia a la tensión máxima (TS), ductilidad (EL) y expansibilidad (λ) en los Ejemplos de la presente invención.

Por otro lado, en los Ejemplos experimentales 9, 14, 17, 25, 30, 36, 39, 56 a 59, 85, 86, 89, 90, 93, 94, 101, 102, 117, 120 y 123 como Ejemplos comparativos de la presente invención, no hubo lámina de acero en donde toda la resistencia a la tensión máxima (TS), la ductilidad (EL) y la expansibilidad (λ) fueran suficientes como se muestra a continuación. Particularmente, en el Ejemplo experimental 102, el total de las fracciones de volumen de bainita y ferrita bainítica fue de 50% o más, el valor de K* fue de -0,4 o mayor, es decir, la distribución de dureza fue cerca de la distribución normal y, por lo tanto, la ductilidad fue baja incluso a una relación de dureza de 4,2.

En el Ejemplo experimental 9, el tiempo de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de bainita fue corto en el tercer proceso de enfriamiento en la línea de recocido continuo y la transformación de bainita no continuó de manera suficiente. Por esta razón, las relaciones de bainita y ferrita bainítica fueron bajas en el Ejemplo experimental 9, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza no fue plana y tuvo un "valle" y, por lo tanto, la expansibilidad λ se deterioró.

En el Ejemplo experimental 14, la reducción de laminado en el proceso de laminado en frío estuvo por debajo del límite inferior y el grado de llanura de la lámina de acero se deterioró. Además, debido a que la reducción de laminado era baja, la recristalización no continuó en la línea de recocido continuo, el tamaño de grano de cristal promedio se volvió grueso y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó.

En el Ejemplo experimental 17, el tiempo de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de ferrita fue corto en el primer proceso de enfriamiento y la transformación de ferrita no continuó de manera suficiente. Por esta razón, una fracción de ferrita blanda fue baja, H98/H2 estuvo por debajo del límite inferior, la diferencia de dureza entre la parte dura y la parte blanda fue pequeña y la ductilidad EL se deterioró en el Ejemplo experimental

17.

En el Ejemplo experimental 25, dado que el tiempo de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de ferrita fue largo, la transformación de ferrita continuó de manera excesiva. En el Ejemplo experimental 25, la temperatura de terminación de enfriamiento excedió el punto de Ms en el segundo proceso de enfriamiento y la martensita templada no se obtuvo de manera suficiente. Por esta razón, la expansibilidad λ se disminuyó en el Ejemplo experimental 25.

En el Ejemplo experimental 30, la temperatura de terminación de enfriamiento estuvo por debajo del límite inferior en el segundo proceso de enfriamiento y no fue posible hacer que la transformación de bainita continuara en el tercer proceso de enfriamiento. Por esta razón, las relaciones de bainita y ferrita bainítica fueron bajas, la distribución de dureza tuvo un “valle” y, por lo tanto, la expansibilidad λ se deterioró en el Ejemplo experimental 30.

En el Ejemplo experimental 36, la temperatura de calentamiento máxima excedió el límite superior y la temperatura de terminación de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, una fracción de martensita templada aumentó, las estructuras blandas tales como ferrita no estuvieron presentes y, por lo tanto, H98/H2 estuvo por debajo del límite inferior, la diferencia de dureza entre la parte dura y la parte blanda fue pequeña y la ductilidad EL se deterioró en el Ejemplo experimental 36.

El Ejemplo experimental 39 fue un ejemplo en el cual la tasa de enfriamiento promedio en el rango de temperatura de transformación de bainita fue baja en el segundo proceso de enfriamiento y la transformación de bainita continuó de manera excesiva en el proceso. En el Ejemplo experimental 39, la martensita templada no estaba presente y, por lo tanto, la resistencia a la tensión TS fue insuficiente.

Los constituyentes químicos de las láminas de acero en los Ejemplos experimentales 56 a 59 no estaban en el rango de definición.

Más específicamente, el contenido de C en el acero W en el Ejemplo experimental 56 estuvo por debajo del límite inferior definido en esta invención. Por esta razón, la relación de la estructura blanda fue alta y la resistencia a la tensión TS fue insuficiente en el Ejemplo experimental 56.

En el Ejemplo experimental 57, el contenido de C en el acero X excedió el límite superior. Por esta razón, la tasa de la estructura blanda fue baja y la ductilidad EL fue insuficiente en el Ejemplo experimental 57.

En el Ejemplo experimental 58, el contenido de Si en el acero Y estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, la resistencia de la martensita templada fue baja y la resistencia a la tensión TS fue insuficiente en el Ejemplo experimental 58.

En el Ejemplo experimental 59, el contenido de Mn en el acero Z estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, una propiedad de templado disminuyó significativamente, no fue posible obtener martensita templada y martensita

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que tenían estructuras blandas y, por lo tanto, la resistencia a la tensión TS fue insuficiente en el Ejemplo experimental 59.

En los Ejemplos experimentales 85 y 102, la tasa de enfriamiento de la finalización del laminado en caliente al bobinado estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, la transformación de fase continuó de manera excesiva antes del bobinado, la mayoría de las partes de austenita en la lámina de acero desaparecieron, la distribución de Mn no continuó y no se obtuvo una microestructura predeterminada en la línea de recocido continuo, en los Ejemplos experimentales 85 y 102. Por esta razón, la curtosis K* supera el límite superior y la expansibilidad λ fue insuficiente.

En el Ejemplo experimental 86, el tiempo de mantenimiento en el proceso de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de martensita en la línea de recocido continuo estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, la relación de martensita templada fue baja, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza no fue plana y tuvo un "valle" y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó en el Ejemplo experimental 86.

En el Ejemplo experimental 89, la temperatura de bobinado estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, la distribución de Mn no continuó y la microestructura predeterminada no se obtuvo en la línea de recocido continuo en el Ejemplo experimental 89. Por esta razón, la curtosis K* excedió el límite superior y la expansibilidad λ fue insuficiente.

En el Ejemplo experimental 90, la temperatura de detención de recalentamiento en el proceso de recalentamiento en la línea de recocido continuo estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, la dureza de la bainita y ferrita bainítica producidas aumentó excesivamente, la diferencia de dureza entre la dureza de ferrita y la dureza de bainita y ferrita bainítica aumentó, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza tuvo un “valle” y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó.

En el Ejemplo experimental 93, la tasa de enfriamiento después del bobinado excedió el límite superior. Por esta razón, la distribución de Mn no continuó y la microestructura predeterminada no se obtuvo en la línea de recocido continuo en el Ejemplo experimental 93. Por lo tanto, la curtosis K* excedió el límite superior y la expansibilidad λ fue insuficiente.

En el Ejemplo experimental 94, la tasa promedio de aumento de la temperatura en el rango de temperatura de transformación de bainita en el proceso de recalentamiento en la línea de recocido continuo excedió el límite superior. Por esta razón, la dureza de la bainita y ferrita bainítica producidas aumentó excesivamente, la diferencia de dureza entre la dureza de ferrita y la dureza de bainita y ferrita bainítica aumentó, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza tuvo un “valle” y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó.

En el Ejemplo experimental 101, el tiempo de mantenimiento en el proceso de mantenimiento en el rango de temperatura de transformación de martensita en la línea de recocido continuo excedió el límite superior. Por esta razón, se produjo bainita inferior dura, no se obtuvo bainita y/o ferrita bainítica relativamente blanda, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza tuvo un “valle” y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó.

En el Ejemplo experimental 117, la temperatura de calentamiento máxima en la línea de recocido continuo excedió el límite superior. Por esta razón, no se obtuvo ferrita blanda, H98/H2 estuvo por debajo del límite inferior, la diferencia de dureza entre la parte dura y la parte blanda fue pequeña y la ductilidad EL se deterioró en el Ejemplo experimental 117.

En el Ejemplo 120, la temperatura de calentamiento máxima en la línea de recocido continuo estuvo por debajo del límite inferior. Por esta razón, se obtuvo una estructura menos dura y la resistencia TS se deterioró en el Ejemplo experimental 120.

En el Ejemplo experimental 123, la temperatura de detención de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento en la línea de recocido continuo excedió el límite superior. Por esta razón, no se obtuvo martensita templada, la curtosis (K*) excedió -0,40, la distribución de dureza tuvo un "valle" y, por lo tanto, la expansibilidad λ se disminuyó en el Ejemplo experimental 123.

Aplicación industrial

Debido a que la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de la presente invención contiene constituyentes químicos predeterminados, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%, la curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es -0,40 o menor, el tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 µm o menor y, por lo tanto, la lámina de acero tiene excelente ductilidad y expansibilidad a la vez que se asegura la resistencia a la tensión que es tan alta como 900 MPa o más. Por consiguiente, la presente invención puede producir contribuciones muy significativas a la industria debido a que la resistencia de la lámina de acero puede asegurarse sin degradar la docilidad.

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Claims

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REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una excelente ductilidad y una expansibilidad, consistiendo la lámina de acero, enporcentaje en masa, en: 5 0,05 a 0,4% de C; 0,1 a 2,5% de Si; 1,0 a 3,5% de Mn; 0,001 a 0,03% de P; 0,0001 a 0,01% de S; 10 0,001 a 2,5% de Al; 0,0001 a 0,01% de N; 0,0001 a 0,008% de O; y opcionalmente uno o más de 0,005 a 0,09% de Ti; 15 0,005 a 0,09% de Nb; 0,0001 a 0,01% de B; 0,01 a 2,0% de Cr; 0,01 a 2,0% de Ni; 0,01 a 2,0% de Cu; 20 0,01 a 0,8% de Mo;

0,005 a 0,09% de V; uno o más de Ca, Ce, Mg y REM a 0,0001 a 0,5% en porcentaje de masa en total y un restante compuesto por hierro e impurezas inevitables,

en donde una estructura de lámina de acero contiene en fracción de volumen 10 a 45% de una fase de ferrita, 10 a

25 50% de una fase de martensita templada y una fase dura restante, en donde cuando una pluralidad de regiones de medición con diámetros de 1 µm o menores se fijan en un rango de 1/8 a 3/8 de un espesor de la lámina de acero, valores de medición de dureza en la pluralidad de regiones de medición están dispuestos en orden ascendente con fines de distribución de dureza, un número entero N0,02 que es un número obtenido al multiplicar un número total de los valores de medición de dureza por 0,02 y, si está presente,

30 se logra al redondear para arriba un número decimal, una dureza de un valor de medición que es un N0,02-ésimo valor más grande de un valor de medición de dureza más pequeño se considera una dureza de 2%, un número entero N0,98 que es un número obtenido al multiplicar el número total de los valores de medición de dureza por 0,98 y, si está presente, se obtiene al redondear para abajo el número decimal, y una dureza de un valor de medición que es un N0,98-ésimo valor más grande del valor de medición de dureza más pequeño se considera como una dureza

35 de 98%, la dureza de 98% es 1,5 o más veces más alta que la dureza de 2%,

en donde una curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza de 2% y la dureza de 98% es igual o mayor que -1,2 e igual o menor que -0,4, en donde un tamaño de grano de cristal promedio en la estructura de lámina de acero es 10 µm o menor, en donde la fase dura restante incluye 10 a 60% de una o ambas de una fase de ferrita bainítica y una fase de

40 bainita y 10% o menos de una fase de martensita nueva en fracciones de volumen, y en donde una diferencia entre un valor máximo y un valor mínimo de concentración de Mn en un hierro base en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 de la lámina de acero es igual o mayor que 0,4% e igual o menor que 3,5% cuando se convierte al porcentaje en masa.
2. La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo 45 con la reivindicación 1,

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en donde cuando una sección de la dureza de 2% a la dureza de 98% se divide de igual manera en 10 partes y se configuran 10 secciones de 1/10, un número de los valores de medición de dureza en cada sección de 1/10 es 2 a 30% de un número de todos los valores de medición.
3.

La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con la reivindicación 1 o 2,

en donde la fase dura incluye cualquiera o ambas de una fase de ferrita bainítica y una fase de bainita de 10 a 45% en una fracción de volumen y una fase de martensita nueva de 10% o menor.
4.

La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3,

en donde la estructura de lámina de acero incluye además 2 a 25% de una austenita retenida.
5.

La lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, en donde la lámina de acero es una lámina de acero recubierta con zinc.
6.

Un método para fabricar una lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una excelente ductilidad y una expansibilidad, comprendiendo el método:

un proceso de laminado en caliente en el cual una losa que contiene los constituyentes químicos de acuerdo con la reivindicación 1 se calientan hasta 1050°C o más directamente o después de un enfriamiento, se realiza un laminado en caliente a la misma a una temperatura más alta de uno de 800°C y un punto de transformación de Ar3 y se realiza un bobinado en un rango de temperatura de 500-750°C en donde una fase de austenita en una estructura de un material laminado después del laminado ocupa 50% en volumen o más;

un proceso de enfriamiento en el cual la lámina de acero después del laminado en caliente se enfría de una temperatura de bobinado a (la temperatura de bobinado -100)°C a una tasa de 20°C/hora o menor mientras se cumple la siguiente Ecuación (1); un proceso de laminado en frío en el cual la lámina de acero se somete a decapado por ácido y un laminado en frío a una reducción de laminado de 35 a 80%, y

un proceso en el cual se realiza un recocido continuo en la lámina de acero después del enfriamiento, en donde en el proceso en el cual se realiza el recocido continuo,

la lámina de acero se recuece a una temperatura de calentamiento máxima de 750 a 1000°C,

posteriormente se realiza un primer enfriamiento en el cual la lámina de acero se enfría de la temperatura de calentamiento máxima a un rango de temperatura de transformación de ferrita o menor y que se mantiene en el rango de temperatura de transformación de ferrita durante 20 a 1000 segundos,

posteriormente se realiza un segundo enfriamiento en el cual la lámina de acero se enfría a una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo o mayor en promedio en un rango de temperatura de transformación de bainita y se detiene el enfriamiento dentro de un rango de una temperatura de partida de transformación de martensita -120°C a la temperatura de partida de transformación de martensita.

la lámina de acero después del segundo enfriamiento se mantiene en un rango de una segunda temperatura de detención de enfriamiento a la temperatura de partida de transformación de martensita durante 2 a 1000 segundos,

la lámina de acero se recalienta posteriormente hasta una temperatura de detención de recalentamiento, que es igual o mayor que una temperatura de partida de transformación de bainita -100°C, a una tasa de aumento de temperatura de 10°C/segundo o mayor en promedio en el rango de temperatura de transformación de bainita, y

se realiza un tercer enfriamiento en el cual la lámina de acero después del recalentamiento se enfría de la temperatura de detención de recalentamiento a una temperatura que es más baja que el rango de temperatura de transformación de bainita y se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita durante 30 segundos o más;

Ecuación (1)

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en donde t(T) en la Ecuación (1) representa el tiempo de mantenimiento (segundos) de la lámina de acero a una temperatura T°C en el proceso de enfriamiento después del bobinado.
7. El método para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con la reivindicación 6,

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en donde la temperatura de bobinado después del laminado en caliente es igual o mayor que un punto de Bs e igual

o menor que 750°C.
8.

El método para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 6 a 8,

en donde una suma de un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el segundo enfriamiento y un tiempo durante el cual la lámina de acero se mantiene en el rango de temperatura de transformación de bainita en el recalentamiento es 25 segundos o menor.
9.

Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad,

en donde la lámina de acero se sumerge en un baño de revestimiento con zinc en el recalentamiento para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 6 a 9.
10.

Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia que tiene excelente ductilidad y expansibilidad,

en donde la lámina de acero se sumerge en un baño de revestimiento con zinc en el rango de temperatura de transformación de bainita en el tercer enfriamiento para fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 6 a 9.
11.

Un método para fabricar una lámina de acero recubierta con zinc laminada en frío de alta resistencia,

en donde se realiza una galvanoplastia con zinc después de fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 6 a 9.
12.

Un método para fabricar un acero recubierto con zinc laminado en frío de alta resistencia,

en donde se realiza un revestimiento con zinc por inmersión en caliente después de fabricar la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia en base al método de fabricación de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 6 a 9.

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