[go: up one dir, main page]

ES2625754T3 - Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia - Google Patents

Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia Download PDF

Info

Publication number
ES2625754T3
ES2625754T3 ES14706477.8T ES14706477T ES2625754T3 ES 2625754 T3 ES2625754 T3 ES 2625754T3 ES 14706477 T ES14706477 T ES 14706477T ES 2625754 T3 ES2625754 T3 ES 2625754T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
max
steel strip
steel
strip
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES14706477.8T
Other languages
English (en)
Inventor
Bernard Leo ENNIS
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tata Steel Ijmuiden BV
Original Assignee
Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tata Steel Ijmuiden BV filed Critical Tata Steel Ijmuiden BV
Application granted granted Critical
Publication of ES2625754T3 publication Critical patent/ES2625754T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, que consiste, en porcentaje en masa, en los siguientes elementos: 0,13 - 0,19 % de C 1,70 - 2,50 % de Mn máx 0,15 % de Si 0,40 - 1,00 % de Al 0,05 - 0,25 % de Cr 0,01 - 0,05 % de Nb máx 0,10 % de P máx 0,004 % de Ca máx 0,05 % de S máx 0,007 % de N y opcionalmente al menos uno de los siguientes elementos: máx 0,50 % de Ti máx 0,40 % de V máx 0,50 % de Mo máx 0,50 % de Ni máx 0,50 % de Cu máx 0,005 % de B el equilibrio que sea de Fe e impurezas inevitables, en donde 0,40 % < Al + Si < 1,05 % y Mn + Cr > 1,90 %, y que tiene una microestructura de fase compleja, en porcentaje en volumen, que comprende 8-12 % de austenita retenida, 20 - 50 % de bainita, menos de 10 % de martensita, el resto que sea ferrita.

Description

5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
DESCRIPCION
Fleje de acero de fase compleja galvanizado por immersion en caliente de alta resistencia
La invencion se relaciona con un fleje de acero de fase compleja galvanizado por immersion en caliente de alta resistencia que tiene mejor conformabilidad, tal como se usa en la industria automotriz.
Tales flejes de acero se describen, por ejemplo, en el documento EP 1 808 505 A1.
Los materiales de acero de fase compleja de la tecnica anterior han mostrado una mejor ductilidad del borde como se indica por los valores del coeficiente de expansion del agujero (HEC) y del fodice de Erichsen (EI) comparados con las categonas de acero de fase dual. Sin embargo, generalmente esta mejora se logro a expensas de los parametros mas generales de ductilidad como elongacion uniforme maxima y elongacion total maxima. Por ejemplo, las categonas de acero CP800 conocido con Rp0.2>580 MPa tienen una elongacion uniforme maxima de 8 % y una elongacion total maxima de aproximadamente 10 %. Como consecuencia, la complejidad de artfculos conformados fabricados a partir de tales categonas de acero, por ejemplo, los que se obtienen por estiramiento profundo y estampado, es limitada.
Por lo tanto, la presente invencion tiene como finalidad proporcionar un fleje de acero de alta resistencia que tiene una microestructura de fase compleja, que muestra una mejor versatilidad con respecto a la complejidad de formas de los artfculos que se hacen de un fleje de este tipo.
Es un objeto de la presente invencion proporcionar un fleje de acero de alta resistencia que muestre una microestructura de fase compleja y que tenga una mejor ductilidad.
Otro objeto de la presente invencion es proporcionar un fleje de acero tal, que retenga esencialmente el desempeno de la ductilidad del borde en un nivel suficiente.
Aun otro objeto de la presente invencion es proporcionar un metodo de fabricacion para fabricar un fleje de acero de este tipo.
De acuerdo con la invencion se proporciona un fleje de acero de fase compleja galvanizado por immersion en caliente de alta resistencia, el fleje que consiste, en porcentaje en masa, en los siguientes elementos:
0,13- 0,19 %deC 1,70-2,50 %deMn max 0,15 % de Si 0,40- 1,00 %deAl 0,05- 0,25 %deCr 0,01 - 0,05 % de Nb max 0,10 % de P max 0,004 % de Ca max 0,05 % de S max 0,007 % de N
y opcionalmente al menos uno de los siguientes elementos:
max 0,50 % de Ti
max 0,40 % de V
max 0,50 % de Mo
max 0,50 % de Ni
max 0,50 % de Cu
max 0,005 % de B
el equilibrio que sea de Fe e impurezas inevitables, en donde 0,40 % < Al + Si < 1,05 % y Mn + Cr > 1,90 %,
y que tiene una microestructura de fase compleja, en porcentaje en volumen, que comprende:
8-12 % de austenita retenida, 20 - 50 % de bainita, menos de 10 % de martensita, y el resto que es ferrita.
Se encontro que un fleje de acero de alta resistencia de acuerdo con la invencion muestra una combinacion de alta resistencia y conformabilidad, en elongacion y ductilidad del borde particulares. Estas propiedades favorables permiten que un fleje de acero de acuerdo con la invencion sea procesado para artfculos conformados complejos.
Respecto a la composicion, se encontro que un contenido relativamente alto de silicio deteriora la capacidad de procesamiento del fleje de acero. Tradicionalmente se usa Si para efectuar el efecto TRIP, debido al retraso en la formacion de carburo en presencia de Si que conduce al enriquecimiento en carbono y, por consiguiente, a la estabilizacion de la austenita a temperatura ambiente. Las desventajas del Si son que en cantidades muy elevadas (por encima de 0,4 % en peso interfiere con la humectabilidad del cinc, lo que hace imposible la galvanizacion en todas las lmeas de recocido continuo tradicionales. Tambien se demostro en la tecnica anterior, por ejemplo, EP 1 889 935 A1, que el Si puede remplazarse por cantidades relativamente altas de Al. La presente invencion muestra que la adicion de Si puede omitirse y mantener el Al al mmimo mediante una seleccion cuidadosa del contenido de Cr y con la adicion de
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
Nb. En este caso se produce un fleje que tiene bajas cargas de laminacion en caliente lo que permite una capacidad dimensional mas ancha y delgada. Sin embargo, el silicio usualmente esta presente en cantidades en trazas debido a la adicion de manganeso. Por esta razon, el contenido maximo de silicio se fija en 0,15 % de Si. Por encima de esta cantidad de silicio, las cargas de laminacion en el laminador de flejes en caliente son elevadas. Una cantidad de silicio por debajo de 0,15 % hace posible fabricar flejes de acero anchos y delgados.
Ademas, la composicion del fleje de acero de acuerdo con la invencion es tal que la conformabilidad del acero es buena y no se produce estrechamiento, y que la ductilidad del borde de las partes prensadas es tal que no se produce agrietamiento.
La razon para las cantidades de los principales elementos constitutivos es como sigue.
C: 0,13 - 0,19 % en masa. El carbono tiene que estar presente en una cantidad que sea suficientemente alta para asegurar la templabilidad a velocidades de enfriamiento disponibles en una lmea convencional de recocido/galvanizacion. El carbono libre permite, ademas, la estabilizacion de la austenita, que ofrece un mejor potencial de endurecimiento por deformacion y una buena conformabilidad para el nivel de resistencia resultante. Por estas razones se desea un lfmite inferior de 0,13 % en masa. Para garantizar una buena capacidad de soldadura el nivel de carbono maximo es de 0,19% en masa.
Mn: 1,70 - 2,50 % en masa. El manganeso se anade para aumentar la templabilidad dentro de la capacidad de velocidad de enfriamiento de una lmea convencional de recocido continuo/galvanizacion. El manganeso contribuye, ademas, al fortalecimiento de la solucion solida la cual aumenta la resistencia a la traccion y fortalece la fase de ferrita, lo que ayuda asf a estabilizar la austenita retenida. El manganeso reduce el intervalo de temperatura de transformacion de austenita en ferrita del acero de fase compleja, lo que reduce asf la temperatura de recocido requerida a niveles que pueden alcanzarse facilmente en una lmea convencional de recocido continuo/galvanizacion. Por las razones anteriores se necesita un lfmite inferior de 1,70 % en masa. Un nivel maximo de 2.50 % en masa se impone para asegurar las fuerzas de laminacion aceptables en el laminador en caliente, y para asegurar las fuerzas de laminacion aceptables en el laminador en fno, al asegurar la transformacion suficiente del acero de fase compleja en productos de transformacion blandos (espedficamente ferrita). Este nivel maximo es ademas significativo en vista de la segregacion mas fuerte durante la colada y la formacion de una banda de martensita en el fleje a valores mas altos.
Al: 0,40 - 1,00 % en masa. El aluminio se anade al acero lfquido con el fin de desoxidacion. En la cantidad correcta se proporciona, ademas, una aceleracion de la transformacion en bainita, lo que permite asf la formacion de bainita dentro de las restricciones de tiempo impuestas por la seccion de recocido de una lmea convencional de recocido continuo/galvanizacion. El aluminio ademas retarda la formacion de carburos lo que mantiene asf el carbono en solucion, que provoca asf la particion en austenita durante el sobreenvejecimiento, y se promueve la estabilizacion de la austenita. Por las razones anteriores se requiere un nivel inferior de 0,40 % en masa. Se impone un nivel maximo de 1,00 % en masa para la moldeabilidad, ya que contenidos altos de aluminio conducen a un envenenamiento de la escoria del molde de colada y en consecuencia un incremento en la viscosidad de la escoria del molde, lo que conduce a transferencias de calor y lubricacion incorrectas durante la colada.
Cr: 0,05 - 0,25 % en masa. Se anade cromo para aumentar la templabilidad. El cromo forma ferrita y suprime la formacion de carburos, lo que mejora asf la formacion de austenita retenida. Por las razones anteriores, se requiere un nivel inferior de 0,05 % en masa. Un nivel maximo es 0.25 % en masa para garantizar un decapado satisfactorio del fleje de acero, y para mantener el costo del fleje suficientemente bajo. Ademas, el cromo retarda la transformacion en bainita, y portanto se limita la adicion de cromo para permitir la formacion de bainita durante el sobreenvejecimiento isotermico.
Ca: max 0,004 % en masa. La adicion de calcio modifica la morfologfa de las inclusiones de sulfuro de manganeso. Cuando se anade calcio las inclusiones adquieren una forma globular en lugar de alargada. Las inclusiones alargadas, denominadas ademas vetas, pueden actuar como planos de debilidad a lo largo de los cuales puede ocurrir desgarro laminar y fractura de la delaminacion. La evasion de vetas es beneficiosa para los procesos de formacion de laminas de acero que implican la expansion de los agujeros o el estiramiento de rebordes y promueve la formacion de comportamiento isotropico. El tratamiento con calcio evita ademas la formacion de inclusiones de alumina abrasiva, duras, angulares, en tipos de acero desoxidado con aluminio, lo que forma en su lugar inclusiones de aluminato de calcio, que son mas suaves y globulares a las temperaturas de laminacion, lo que mejora de esta manera las caractensticas de procesamiento del material. En las maquinas de colada continua, algunas inclusiones que ocurren en el acero fundido tienen una tendencia a bloquear la tobera, lo que resulta en la perdida de produccion y mayores costos. El tratamiento con calcio reduce la propension a la obstruccion al promover la formacion de especies de punto de fusion bajo que no obstruiran las toberas del fundidor.
P: max 0,10 % en masa. El fosforo interfiere con la formacion de carburos, y por lo tanto algo de fosforo en el acero es ventajoso. Sin embargo, el fosforo puede hacer fragil el acero en la soldadura, por lo que la cantidad de fosforo debe ser cuidadosamente controlada, especialmente en combinacion con otros elementos que producen fragilidad tales como azufre y nitrogeno.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
El azufre y el nitrogeno estan presentes en cantidades bajas ya que estos elementos son perjudiciales para la soldabilidad.
El niobio se anade en una cantidad entre 0,01 y 0,05 % en masa para el refinamiento del grano y la conformabilidad. El niobio promueve la transformacion en la mesa transportadora y proporciona as^ un producto intermedio mas suave y homogeneo. El niobio suprime aun mas la formacion de martensita a temperaturas de sobreenvejecimiento isotermico, lo que promueve de esta manera la estabilizacion de la austenita retenida.
Los elementos opcionales se anaden principalmente para fortalecer el acero.
Adicionalmente a las razones expuestas anteriormente, los intervalos para el aluminio, el cromo y el manganeso se eligen de manera que se encuentre un equilibrio correcto para suministrar la transformacion completa en la mesa transportadora para garantizar el fleje de acero que pueda laminarse en fno, y para proporcionar una estructura de partida que permita la disolucion rapida del carbono en la lmea de recocido para promover la templabilidad y el comportamiento correcto de transformacion ferntica/baimtica. Ademas, puesto que el aluminio acelera y el cromo desacelera la transformacion baimtica, tiene que existir un equilibrio adecuado entre el aluminio y el cromo para producir la cantidad adecuada de bainita dentro de los plazos permitidos por una lmea de galvanizado por inmersion en caliente convencional con una seccion de excedentes restringida.
Aparte de los contenidos absolutos de los elementos como los anteriormente aportados, son de importancia, ademas, las cantidades relativas de ciertos elementos.
El aluminio y el silicio juntos deben mantenerse entre 0,4 y 1,05 % en masa para asegurar la supresion de los carburos en el producto final y la estabilizacion de una cantidad suficiente de austenita, con la composicion correcta, para proporcionar una extension conveniente de conformabilidad.
El manganeso y el cromo juntos deben estar por encima de 1,90 % en masa para asegurar la suficiente templabilidad para la formacion de martensita, y asf, el logro de resistencia en una lmea de recocido continuo y galvanizado en caliente por inmersion convencional.
Preferentemente, el elemento C esta presente en una cantidad de 0,13 - 0,16 %. En este intervalo la templabilidad del acero es optima mientras que la soldabilidad del acero se mejora.
De acuerdo con una modalidad preferida el elemento Mn esta presente en una cantidad de 1,95 - 2,40 %, preferentemente en una cantidad de 1,95 - 2,30 %, con mayor preferencia en una cantidad de 2,00 - 2,20 %. Una mayor cantidad de manganeso proporciona acero con una mayor resistencia, por lo que es ventajoso elevar el lfmite inferior a 1,95 o incluso 2,00 % en masa de manganeso. Por otro lado, la laminacion en caliente y la laminacion en fno del acero es mas diffcil para cantidades mayores de manganeso, por lo que es ventajoso tener un lfmite superior a 2.40, 2.30 o incluso 2.20 % en masa de manganeso.
Preferentemente el elemento Si esta presente en una cantidad de 0,05 - 0,15 %. No existe objecion para la presencia de algo de Si en el acero, puesto que el Si asegura un mejor retardo de los carburos durante el sobreenvejecimiento, lo que es ventajoso para la conformabilidad del acero.
De acuerdo con una modalidad preferida el elemento Al esta presente en una cantidad de 0,60 - 0,80 %. Un elevado nivel de aluminio tiene el mismo efecto que una mayor cantidad de silicio, pero ademas mejora la formacion de bainita. El lfmite superior preferido de aluminio se determina por la mejora de la moldeabilidad del acero.
Preferentemente el elemento Cr esta presente en una cantidad de 0,10 - 0,25 %. Un elevado nivel inferior incrementa la templabilidad del acero.
De acuerdo con una modalidad preferida, el elemento Nb esta presente en una cantidad de 0,01 - 0,04 %. Como se dilucido anteriormente, el niobio mejora la homogeneidad del producto intermedio. El lfmite superior esta principalmente en consideracion del costo del niobio.
Preferentemente, el acero tiene una resistencia a la traccion ultima Rm de al menos 750 MPa, con mayor preferencia una resistencia a la traccion ultima Rm de al menos 780 MPa. Esta resistencia puede alcanzarse, debido a la seleccion cuidadosa de las cantidades de los elementos presentes en el acero, mientras se mantenga la conformabilidad de un acero de fase compleja convencional.
De acuerdo con una modalidad preferida, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene una resistencia de prueba Rp al 0,2 % de al menos 580 Mpa, preferentemente una resistencia de prueba Rp al 0,2 % Rp de al menos 600 Mpa. Ademas esta resistencia puede alcanzarse debido a la seleccion cuidadosa de las cantidades de los elementos presentes en el acero.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Preferentemente, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene una elongacion total de al menos 16 %. Esta es una elongacion alta que se alcanza, ademas, mediante la presencia elegida de los elementos en el acero.
De acuerdo con una modalidad preferida, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene un coeficiente de expansion del agujero de al menos 30 % cuando Rm es 750 MPa y Rp es 600 MPa. Este es un buen coeficiente de expansion del agujero, como se esclarecera mas abajo. El coeficiente de expansion del agujero disminuye con el aumento de la resistencia.
Preferentemente el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene un mdice de embuticion de Erichsen de mas de 10,0 mm cuando Rm es 750 MPa y Rp es 580 MPa. Esto es satisfactorio para la utilidad del acero. El mdice de embuticion de Erichsen disminuye con el aumento de la resistencia.
Preferentemente, el fleje de acuerdo con la invencion tiene un angulo de flexion II (°) de 120° o mas y/o un angulo de flexion l (°) de 130° o mas.
De acuerdo con la invencion, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene una estructura de fase compleja que contiene 8 - 12 % de austenita retenida, 20 - 50 % de bainita, menos de 10 % de martensita, el resto que sea ferrita. Si la fraccion de bainita esta por encima del lfmite superior, el fortalecimiento por ferrita puede ser insuficiente para el estiramiento profundo. Preferentemente, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente de acuerdo con la invencion contiene 20-40 % de bainita. Con tales microestructuras, pueden alcanzarse una alta elongacion y una alta resistencia.
De acuerdo con una modalidad preferida, el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene un tamano promedio del grano a lo maximo de 3 pm, con mayor preferencia de menos de 2 pm. Este tamano del grano ayuda a obtener las propiedades mecanicas del acero mencionadas anteriormente, debido al llamado efecto Hall-Petch.
De acuerdo con un segundo aspecto de la invencion, se proporciona un metodo para producir un fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente de fase compleja de alta resistencia de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que comprende las etapas de: colar el acero en un desbaste plano de acero;
laminar en caliente el desbaste plano de acero en fleje que tiene un grosor predeterminado;
someter el fleje laminado en caliente a una etapa de enfriamiento brusco a una temperatura por debajo de la
temperatura de inicio de bainita y por encima de la temperatura de inicio de martensita;
enrollar el fleje asf templado;
laminar en fno el fleje;
recalentar el fleje asf tratado a una temperatura en el intervalo de temperatura entre la temperatura Ac1 y Ac3 del acero respectivo;
enfriar el fleje recalentado a una velocidad de enfriamiento de manera que se evite la retransformacion en ferrita; sobreenvejecer isotermicamente el fleje enfriado; galvanizar por inmersion en caliente el fleje asf obtenido.
En el metodo de acuerdo con la invencion una composicion de acero se prepara de acuerdo con la invencion como se ha explicado anteriormente y despues se funde en un desbaste plano, que se reduce en grosor en un laminador de flejes en caliente. El fleje laminado en caliente se somete a una etapa de enfriamiento brusco, en donde el fleje se enfna bruscamente a una velocidad alta, por ejemplo, generalmente por encima de 25 °C, tal como en el intervalo de 30 - 50 °C/s, tal como 40 °C/s, a una temperatura por debajo de la temperatura de inicio de bainita (la temperatura a la que comienza la formacion de bainita) y encima de la temperatura de inicio de martensita (la temperatura a la que comienza la formacion de martensita), antes de enrollar. El enfriamiento brusco y posterior enrollado se realizan de manera que se evita la formacion de perlita. En vista de la composicion y grosores comunmente usados del fleje, esta temperatura esta en el intervalo de 500-600 °C. Una estructura intermedia se obtiene que comprende una ferrita de tamano de grano fino, por ejemplo, un tamano de grano de menos de 5 micrometros, como matriz con una bainita rica en carbono como segunda fase, mientras que se evita la formacion de perlita y martensita. La formacion de cualquiera de una estructura de una sola fase de bainita y/o segunda fase martensftica hana la etapa de laminacion en fno muy diflcil.
La evitacion de la formacion de perlita es significativa, ya que la perlita influye en la distribucion de carbono en las etapas subsiguientes. Tras el recocido entre las temperaturas Ac1 y Ac3 la region de dos fases (donde coexisten austenita y ferrita), se formara la primera austenita a partir de la bainita rica en carbono, ya que tiene la mayor cantidad de carbono disponible. La austenita resultante tendra un alto contenido de carbono. Cualquier bainita restante se transferira en la microestructura final con el uso de las condiciones de recocido anteriores en la region de dos fases. Se cree la distribucion del carbono en las fases (austenita/ferrita) es bimodal. La resistencia es mucho mayor debido a la presencia de austenita retenida de alto contenido de carbono. La capacidad de endurecimiento por deformacion es excelente para dar forma, como el estiramiento profundo y la estampacion. En la microestructura compleja de acuerdo con la invencion, las resistencias de las fases individuales se emparejan entre sf mas uniformemente, lo que evita el riesgo de agrietamiento de los bordes, particularmente, cuando el borde se somete a estiramiento. Debido a la etapa de
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
enfriamiento brusco el carbono se distribuira mas uniformemente en la microestructura lo que conduce a una austenita retenida que tiene un contenido de carbono inferior. La formacion de martensita puede evitarse mediante seleccion de los parametros de sobreenvejecimiento. Como el producto intermedio tiene un tamano de grano pequeno y durante el proceso se evita el crecimiento del grano y la disolucion de bainita, el producto final tendra un tamano de grano pequeno tambien.
En este metodo, el programa de deformacion durante el laminado en caliente, la temperatura de laminado de acabado se selecciona para lograr una microestructura en el producto laminado en caliente que es propicia para una reduccion adicional del grosor en el laminador en fno. Puede ponerse atencion particularmente a limitar la resistencia del fleje laminado en caliente a fin de minimizar las cargas de laminacion en fno requeridas. La temperatura en la lmea de recocido puede elegirse de manera que el fleje de acero comprenda ferrita y austenita, mientras se evita la disolucion y crecimiento de la bainita preexistente. La velocidad de enfriamiento debe tal que, en principio, no se forme ferrita, y el sobreenvejecimiento isotermico se aplique para promover el enriquecimiento de austenita a traves de la formacion de nueva bainita. El galvanizado por inmersion en caliente puede realizarse de la manera habitual. Durante este metodo, la temperatura y la duracion de la mayona de las etapas son cruciales para el logro del equilibrio deseado entre la resistencia y la ductilidad en el producto final.
Preferentemente, el recocido se llevara a cabo a una temperatura entre 750 °C y 850 °C y con mayor preferencia a una temperatura entre 780 °C y 820 °C, con la maxima preferencia en el intervalo de 780 - 800 °C. A estas temperaturas el fleje de acero comprende tanto ferrita como austenita. Con el uso de las temperaturas anteriores, generalmente, el recocido se lleva a cabo en hasta 2 minutos, preferentemente en menos de un minuto.
Preferentemente, el sobreenvejecimiento se aplica a una temperatura entre 360 °C y 480 °C, con mayor preferencia en el intervalo de 360 - 430 °C, ventajosamente para una duracion de hasta 10 minutos, con un intervalo preferido que es 30 s a 120 s.
Como se conoce por el experto, el sistema eutectoide hierro-carbono tiene una serie de temperaturas de transformacion cnticas tal como se define mas abajo. Estas temperaturas son dependientes de las condiciones qmmicas y de procesamiento:
A1- temperatura por debajo de la cual la microestructura se compone de una mezcla de ferrita (alfa-Fe) y Fe3C;
A2 - temperatura curie: temperatura por encima de la cual el material deja de ser magnetico;
A3 - temperatura por encima de la cual la microestructura se compone completamente de austenita.
Los sufijos c y r denotan las transformaciones en el ciclo de calentamiento y enfriamiento respectivamente.
La invencion se esclarecera de aqrn en adelante; un numero de composiciones se evaluaran con respecto a algunos parametros de conformabilidad bien conocidos que se esclarecen primero.
valor n: El coeficiente de endurecimiento por deformacion o valor n esta estrechamente relacionado con la elongacion uniforme. En la mayona de los procesos de formacion de laminas el lfmite de conformabilidad se determina por la resistencia al adelgazamiento local o "estrechamiento". En el ensayo de traccion uniaxial el estrechamiento comienza por el grado de elongacion uniforme. El valor n y la elongacion uniforme derivada del ensayo de traccion pueden tomarse como una medida de la conformabilidad de los aceros en laminas. Cuando se aspira a mejorar la conformabilidad de aceros en flejes, el valor n y la elongacion uniforme representan los parametros de optimizacion mas adecuados.
Coeficiente de expansion del agujero (HEC): Para ser aplicado con exito en operaciones de estampado industrial, los metales en laminas deben tener una cierta capacidad para soportar el estiramiento de sus bordes cortados. Esto se prueba de acuerdo con la especificacion tecnica internacional ISO/TS16630. Se hace un agujero con un diametro de 10 mm en el centro de una pieza de prueba que tiene las dimensiones de 90 x 90 mm. Un punzon conico de 40 mm de diametro con un vertice de 60° se fuerza dentro del agujero mientras la pieza se fija con un dado que tiene un diametro interior de 55 mm. El diametro del agujero se mide cuando una grieta se ha extendido a traves del grosor de la pieza de prueba. El HEC maximo se determino por: % HEC max = ((Dh - Do)/Do) x 100, en donde Do es el diametro original del agujero y Dh es el diametro del agujero despues del agrietamiento. La capacidad de formar reborde por estiramiento se evalua sobre la base del HEC maximo y se estima satisfactoria cuando hEc > 25 %
fndice de Erichsen (EI): La prueba de Erichsen describe la capacidad de los metales de experimentar deformacion plastica en la conformacion por estiramiento y se prueba de acuerdo con la prueba estandar internacional ISO 20482:2003. Un punzon semiesferico se encaja en una lamina totalmente sujetada. Como lubricante se usa la grasa de grafito en la parte superior del punzon. El recorrido del punzon se detiene cuando se detecta una grieta a traves del grosor. Debido a la friccion la fractura no esta en la parte superior del punzon sino a un lado, asf no esta en deformacion biaxial igualmente sino mas hacia deformacion plana. Se mide la profundidad de penetracion del punzon. El valor del mdice de embuticion Erichsen (IE) es el promedio de un mmimo de tres mediciones individuales, expresado en milfmetros, y para la presente invencion se estima satisfactorio cuando EI > 10 mm.
Las pruebas de flexion en tres puntos se llevan a cabo de acuerdo con ISO7438-05. La prueba de flexion consiste en someter una pieza de prueba a la deformacion plastica por flexion uniaxial, ya sea hasta que se alcanza un angulo
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
especificado de flexion o hasta que se produce el agrietamiento, que puede detectarse ya sea visualmente o por medio de una disminucion de la fuerza. Cuando se requiere un angulo de flexion mmimo, entonces la prueba se lleva a cabo hasta el angulo mmimo especificado y la pieza de prueba se examina para el agrietamiento y/o fallo. Donde no se especifica ningun angulo de flexion, la prueba de flexion se lleva a cabo hasta que se experimenta una cafda especificada previamente en la fuerza. El angulo de flexion a una fuerza maxima se calcula entonces por medio del golpe del punzon de flexion, como se resena en el Apendice A de la especificacion VDA 238-100.
Uno de los propositos de la presente invencion es proporcionar un fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia que tiene una ductilidad del borde en el intervalo de un fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente de CP de 800 MPa, pero que tiene mejores propiedades de ductilidad.
Durante el desarrollo de un fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia de acuerdo con la invencion un numero de bobinas de flejes se han producido junto con los ejemplos comparativos. La composicion qmmica de las diferentes aleaciones se presenta en la Tabla 1, asf como tambien las condiciones de procesamiento. La microestructura y las propiedades mecanicas resultantes se dan en la Tabla 2. En la Tabla 2 RA indica la austenita retenida, M indica martensita, B representa bainita y F indica ferrita.
Las aleaciones que tienen una composicion como se ha indicado se prepararon, fundieron y laminaron en caliente en un fleje que tiene un grosor predeterminado (entre 3 y 4 mm) en un laminador en caliente. El fleje laminado en caliente se enfrio bruscamente a una velocidad de enfriamiento de aproximadamente 50 °C/s y despues se enrollo a la temperatura indicada en la Tabla 1 mas abajo, temperatura de inicio de bainita (Bs; aproximadamente 600 °C). Despues el fleje se recocio y posteriormente se sobrenevejecio a las temperaturas indicadas.
Tabla 1
Aleacion
Composicion qmmica, % en peso Temperatura de enrollado, °C Temperatura de recocido, °C Temperatura de mantenimiento isotermico, °C
C
Mn Al Cr Nb Si
A
0.154 1.66 0.57 0.4 - 0.12 600 800 420
C1
0.156 2.054 0.729 0.105 0.021 0.06 600 780 365
C2
600 780 410
C3
550 820 440
C4*
550 780 365
o cn *
550 780 410
D
0.151 1.73 0.58 0.11 - 0.41 600 800 420
E1
0.15 1.88 0.61 0.519 0.022 0.43 650 830 420
E2
550 830 420
F1
0.155 2.027 0.707 0.092 0.02 0.057 620 780 400
F2
620 780 410
* CO LL
550 790 400
* LL
550 790 410
* LO LL
550 790 410
* CD LL
550 790 430
G1
0.13 2.04 0.03 0.55 - 0.25 650 875 420
G2
650 830 420
G3
650 875 460
* = de acuerdo con la invencion
5
10
15
20
25
30
35
40
45
Tabla 2
Aleacion
Rp, MPa Rm, MPa Ag, % A80, % valor n HEC, % El, mm Angulo de flexion, I , ° Angulo de flexion, l, ° Fracciones de fase,%
F
B M RA
A
345 701 18.8 23.4 0.21 71 10 7 12
C1
450 739 17.2 23.2 0.18 82 0 8 10
C2
511 762 15.3 20.7 0.16 77 5 9 9
C3
524 791 14.7 18.1 0.17 33 10.1 75 5 11 9
C4
624 849 13.7 16.2 0.15 30 10.1 124 131 52 30 9 9
C5
605 799 16.2 20.7 0.18 30 10.4 140 146 50 30 9 11
D
442 702 21.3 26.6 0.24 50 40 5 5
E1
427 772 14.7 20.8 0.16 25 9.5 108 105 80 0 10 10
E2
449 835 13.4 18.6 0.15 20 9.2 75 0 15 10
F1
471 787 15.0 20.7 0.15 77 5 9 9
F2
496 795 15.3 20.1 0.16 22 9.5 74 5 12 9
F3
586 829 13.6 17.9 0.14 126 137 59 20 9 12
F4
615 826 15.0 19.7 0.16 135 141 57 30 3 10
F5
613 837 13.3 17.3 0.15 57 30 4 9
F6
607 822 15.7 20.2 0.16 44 40 6 10
G1
595 868 6.8 10.0 - 85 55 40 5 0
G2
568 890 8.9 12.8 - 65 60 20 20 0
G3
549 907 7.8 10.0 - 100 60 20 20 0 1
Las aleaciones C y F tienen una composicion qmmica de acuerdo con la invencion. Las composiciones de las aleaciones A, D, E y G se diferencian principalmente de la composicion qmmica en Cr y/o los niveles de Si. Las aleaciones C4-5 y f3-6 se procesan de acuerdo con la invencion lo que resulta en una Rp> 600 MPa, Rm>780 MPa, Ag>13 %, A80>l6 %, y cuando los datos disponibles HEC> 30%, angulo de flexion II > 120° y el angulo de flexion ± > 130°, que son un conjunto favorable de propiedades.

Claims (14)

  1. 5
    10
    15
    20
    25
    30
    35
    40
    45
    50
    55
    60
    65
    Reivindicaciones
    1. Fleje de acero de fase compleja galvanizado por immersion en caliente de alta resistencia, que consiste, en porcentaje en masa, en los siguientes elementos:
    0,13- 0,19 %deC 1,70-2,50 %deMn max 0,15 % de Si 0,40- 1,00 %deAl 0,05- 0,25 %deCr 0,01 - 0,05 % de Nb max 0,10 % de P max 0,004 % de Ca max 0,05 % de S max 0,007 % de N
    y opcionalmente al menos uno de los siguientes elementos:
    max 0,50 % de Ti
    max 0,40 % de V
    max 0,50 % de Mo
    max 0,50 % de Ni
    max 0,50 % de Cu
    max 0,005 % de B
    el equilibrio que sea de Fe e impurezas inevitables, en donde 0,40 % < Al + Si < 1,05 % y Mn + Cr > 1,90 %,
    y que tiene una microestructura de fase compleja, en porcentaje en volumen, que comprende 8-12 % de austenita retenida, 20 - 50 % de bainita, menos de 10 % de martensita, el resto que sea ferrita.
  2. 2. Fleje de acero de acuerdo con la reivindicacion 1, en donde el elemento C esta presente en una cantidad de 0,13 - 0,16 %.
  3. 3. Fleje de acero de acuerdo con la reivindicacion 1 o 2, en donde el elemento Mn esta presente en una cantidad de 1,95 - 2,40 %, preferentemente en una cantidad de 1,95 - 2,30 %, con mayor preferencia en una cantidad de 2,00 - 2,20 %.
  4. 4. Fleje de acero de acuerdo con la reivindicacion 1, 2 o 3, en donde el elemento Si esta presente en una cantidad de 0,05-0,15%.
  5. 5. Fleje de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el elemento Al esta presente en una cantidad de 0,60 - 0,80 %.
  6. 6. Fleje de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el elemento Cr esta presente en una cantidad de 0,10 - 0,25 %.
  7. 7. Fleje de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el elemento Nb esta presente en una cantidad de 0,01 - 0,04 %.
  8. 8. Fleje de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde la microestructura de fase compleja del fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente comprende 20-40 % de bainita.
  9. 9. Fleje de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el fleje de acero galvanizado por inmersion en caliente tiene un tamano de grano de ferrita promedio de como maximo 3 pm, preferentemente 2 pm o menos.
  10. 10. Metodo para producir un fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que comprende las etapas de:
    • colar el acero en un desbaste plano de acero;
    • laminar en caliente el desbaste plano de acero en fleje que tiene un grosor predeterminado;
    • someter el fleje laminado en caliente a una etapa de enfriamiento brusco a una temperatura por debajo de la temperatura de inicio de bainita y por encima de la temperatura de inicio de martensita;
    • enrollar el fleje asf templado;
    • laminar en fno el fleje;
    • recalentar el fleje asf tratado a una temperatura en el intervalo de temperatura entre la temperatura Ac1 y Ac3 del acero respectivo;
    • enfriar el fleje recalentado a una velocidad de enfriamiento de manera que se evite la retransformacion en ferrita;
    • sobreenvejecer isotermicamente el fleje enfriado;
  11. 11.
    • galvanizar por immersion en caliente el fleje asf obtenido. Metodo de acuerdo con la reivindicacion 10, en donde la etapa de enfriamiento brusco comprende enfriamiento brusco del fleje de acero laminado en caliente a una temperatura en el intervalo de 500 - 600 °C,
    5
    preferentemente a una velocidad de enfriamiento brusco de al menos 25 °C/min.
  12. 12.
    Metodo de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores 10-11, en donde el recocido se aplica a una temperatura entre 750 °C y 850 °C, preferentemente entre 780 °C y 820 °C, con la maxima preferencia en el intervalo de 780 °C - 800 °C.
    10 13.
    Metodo de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores 10-12, en donde el recocido se lleva a cabo en el fleje durante hasta 2 minutos, preferentemente durante menos de un minuto.
  13. 14.
    Metodo de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores 10-13, en donde la velocidad de enfriamiento brusco del fleje recalentado es al menos 25 °C/min.
  14. 15 15.
    Metodo de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones anteriores 10-14, en donde el sobreenvejecimiento se aplica a una temperatura entre 360 °C y 480 °C, con mayor preferencia en el intervalo de 360 - 430 °C, preferentemente durante un periodo de tiempo de 10 minutos, con mayor preferencia durante 30 s a 120 s.
    20
ES14706477.8T 2013-03-11 2014-02-14 Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia Active ES2625754T3 (es)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP13001215 2013-03-11
EP13001215 2013-03-11
PCT/EP2014/000400 WO2014139625A1 (en) 2013-03-11 2014-02-14 High strength hot dip galvanised complex phase steel strip

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2625754T3 true ES2625754T3 (es) 2017-07-20

Family

ID=47900463

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES14706477.8T Active ES2625754T3 (es) 2013-03-11 2014-02-14 Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20160017472A1 (es)
EP (1) EP2971209B1 (es)
KR (1) KR20150132208A (es)
CN (1) CN105247089B (es)
CA (1) CA2903916A1 (es)
ES (1) ES2625754T3 (es)
WO (1) WO2014139625A1 (es)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
JP6282576B2 (ja) * 2014-11-21 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
MX2017016843A (es) * 2015-07-01 2018-04-24 Tata Steel Ijmuiden Bv Banda de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia.
BR112018011831B1 (pt) * 2015-12-15 2022-11-29 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e método de produção
WO2017109538A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2020058330A1 (de) * 2018-09-19 2020-03-26 Sms Group Gmbh Hochfester mehrphasenstahl, stahlband aus diesem stahl sowie verfahren zur herstellung eines stahlbandes
EP3927858B1 (en) * 2019-02-18 2022-09-14 Tata Steel IJmuiden B.V. High strength steel with improved mechanical properties
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020245626A1 (en) 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN110724877B (zh) * 2019-10-30 2021-05-28 鞍钢股份有限公司 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
CN114761583B (zh) 2019-12-13 2024-04-05 安赛乐米塔尔公司 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
WO2021116741A1 (en) 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu
CN112251668B (zh) * 2020-09-28 2022-02-18 首钢集团有限公司 一种成形增强复相钢及其制备方法
MX2023005664A (es) * 2020-11-17 2023-05-26 Arcelormittal Aceros para rieles y un metodo de fabricacion de un riel del mismo.
DE102021121997A1 (de) 2021-08-25 2023-03-02 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2023118350A1 (en) * 2021-12-24 2023-06-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component
CN115198204B (zh) * 2022-06-21 2023-06-13 首钢集团有限公司 新能源储能柜用锌铝镁镀层高强钢及其钢基体和制备方法
WO2024115199A1 (de) * 2022-11-30 2024-06-06 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100608555B1 (ko) * 2002-03-18 2006-08-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
JP4000974B2 (ja) * 2002-09-25 2007-10-31 住友金属工業株式会社 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
CN100507053C (zh) * 2004-11-29 2009-07-01 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
JP5591443B2 (ja) 2007-05-10 2014-09-17 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
CN101353761B (zh) * 2008-09-11 2010-09-15 北京科技大学 一种高强度冷轧热镀锌用trip钢板及其制备方法
CN101348885B (zh) * 2008-09-11 2010-06-02 北京科技大学 一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
JP4998756B2 (ja) * 2009-02-25 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102712171B (zh) * 2009-12-21 2015-03-25 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度的热浸镀锌钢带材
JP2011153336A (ja) * 2010-01-26 2011-08-11 Nippon Steel Corp 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
ES2655939T3 (es) 2011-03-28 2018-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente y método de producción de la misma
BR112014005641A2 (pt) * 2011-09-13 2017-03-28 Tata Steel Ijmuiden Bv tira de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência
ES2725325T3 (es) 2011-09-30 2019-09-23 Nippon Steel Corp Chapa de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
CA2849286C (en) 2011-09-30 2015-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Alloyed hot-dip galvanized steel sheet
JP6228741B2 (ja) 2012-03-27 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN105247089B (zh) 2018-07-20
CA2903916A1 (en) 2014-09-18
KR20150132208A (ko) 2015-11-25
EP2971209A1 (en) 2016-01-20
WO2014139625A1 (en) 2014-09-18
EP2971209B1 (en) 2017-04-05
CN105247089A (zh) 2016-01-13
US20160017472A1 (en) 2016-01-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2625754T3 (es) Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
CN107075649B (zh) 延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
ES2692848T3 (es) Chapa de acero doblemente recocida con altas características mecánicas de resistencia y de ductilidad, procedimiento de fabricación y uso de dichas chapas
ES2607888T3 (es) Lámina de acero, lámina de acero chapada, método para producir lámina de acero y método para producir lámina de acero chapada
CN103210105B (zh) 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
ES2648787T3 (es) Chapa de acero laminada en caliente y procedimiento de fabricación asociado
JP5857909B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
ES2655587T3 (es) Banda de acero de alta resistencia galvanizado por inmersión en caliente
EP2768989B1 (en) High strength hot dip galvanised steel strip
ES2784699T3 (es) Placa de acero de alta resistencia y método de producción de la misma
JP2012041573A (ja) 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
ES2989092T3 (es) Chapa de acero laminada en caliente y un procedimiento de fabricación de la misma
JP6610113B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
TW201243061A (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent processability and high yield ratio, and method for producing same
CN105518175B (zh) 用于制造钢构件的方法
US20180230570A1 (en) High strength hot dip galvanised steel strip
CN108779530A (zh) 马氏体系不锈钢板
ES2818195T3 (es) Tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
JP7442645B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN116568844A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制备方法
UA79531C2 (en) High strength hot-rolled steel of and method for producing bands from it
ES2889200T3 (es) Tira o chapa de acero de fase compleja laminado en frío de alta resistencia y alta ductilidad
CN114829660A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
JP7403658B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN114901852A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法