ES2294455T3

ES2294455T3 - Una lamina de acero laminada en frio con una resistencia a la traccion de 780 mpa o mas, una excelente capacidad de conformado local y un aumento de la dureza por soldadura suprimido.

Info

Publication number: ES2294455T3
Application number: ES04701087T
Authority: ES
Inventors: Koichi C/O NIPPON STEEL CORP. NAGOYA WORKS GOTO; Riki C/O NIPPON STEEL CORP. NAGOYA WORKS OKAMOTO; Hirokazu C/O NIPPON STEEL CORP. TANIGUCHI
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-05-21
Filing date: 2004-01-09
Publication date: 2008-04-01
Anticipated expiration: 2024-01-09
Also published as: JP4235030B2; RU2005140022A; PL381033A1; RU2312163C2; EP1675970A1; CA2526488C; EP1675970B1; JP2004346362A; US20070071997A1; PL208233B1; DE602004010699D1; BRPI0410575A; US7780799B2; ATE380888T1; CN100348766C; CA2526488A1; WO2004104256A1; DE602004010699T2; BRPI0410575B1; CN1791697A

Abstract

Una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío, y una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, teniendo dichas láminas de acero una excelente capacidad de conformado y un aumento de la dureza por soldadura suprimida, conteniendo dichas láminas de acero, en peso, C: 0, 05 a 0, 09%, Si: 0, 4 a 1, 3%, Mn: 2, 5 a 3, 2%, P: 0, 001 a 0, 05%, N: 0, 0005 a 0, 006%, Al: 0, 005 a 0, 1%, Ti: 0, 001 a 0, 045%, opcionalmente, uno o más de los seleccionados a partir de Nb: 0, 001 a 0, 04%, B: 0, 0002 a 0, 0015%, Mo: 0, 05 a 0, 50%, Ca: 0, 0003 a 0, 01%, Mg: 0, 0002 a 0, 01%, REM: 0, 0002 a 0, 01%, Cu: 0, 2 a 2, 0%, y Ni: 0, 05 a 2, 0%, y S en el intervalo estipulado por la siguiente expresión (A), con el resto consistente en Fe e impurezas inevitables; estando compuesta la microestructura de dichas láminas de acero de bainita, del 7% o más en términos de porcentaje de área, y el resto consistente en una o más de ferrita,martensita, martensita templada y antenita retenida; y satisfaciendo dichos componentes en dichas láminas de acero las siguientes expresiones (C) y (D) cuando Mneq. Se define mediante la siguiente expresión (B); S = 0, 08 x (Ti(%) - 3, 43 - N(%)) + 0, 004 ... (A) en la que, cuando un valor del miembro Ti(%) - 3, 43 x N(%) de dicho expresión (A) es negativo, el valor se considera como cero, Mneq. = Mn(%) - 0, 29 x Si(%) + 6, 24 x C(%) ... (B), 950 = (Mneq./(C(%) - (Si(%)/75))) x porcentaje (%) área bainítica ... (C), C(%) + (Si(%)/20) + (Mn(%)/18) = 0, 30 ... (D).

Description

Una lámina de acero laminada en frío con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, una excelente capacidad de conformado local y un aumento de la dureza por soldadura suprimo.

Campo técnico

La presente invención se refiere a una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío, y a una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, láminas de acero que tienen una excelente capacidad de conformado local y un aumento de la dureza por soldadura suprimido.

Técnica antecedente

Hasta ahora, por lo general, se han usado láminas de acero con una resistencia a la tracción de 590 MPa o menos para partes que componen principalmente la carrocería de un automóvil o de un ciclomotor.

En los últimos años, se han realizado estudios para potenciar en gran medida la resistencia de un material y se está tratando de realizar la aplicación de láminas de acero de alta resistencia más potenciada con el objetivo de lograr la reducción del peso de la carrocería de los automóviles con el fin de mejorar la eficacia del combustible y la mejora de la seguridad en las colisiones.

Las láminas de acero de alta resistencia, producidas para el cumplimiento de los objetos anteriormente mencionados, se usan principalmente para miembros del bastidor de la carrocería de automóviles y para miembros de refuerzo, partes de los bastidores de los asientos y otras partes de un automóvil o de un ciclomotor y hay una fuerte demanda de láminas de acero con una resistencia a la tracción del acero base de 780 MPa o más, que tenga una excelente capacidad de conformado.

Estas partes se someten a operaciones de trabajo tales como conformado por presión y conformado por laminación. Sin embargo, debido a los requisitos de los diseñadores de carrocerías de automóviles y de otros diseñadores industriales, resulta algunas veces difícil cambiar drásticamente las formas de tales partes a partir de formas a las que se pueden aplicar a una lámina de acero convencional que tiene una resistencia a la tracción de 590 MPa o menos y, por lo tanto, para facilitar el conformado de una forma complicada, se requiere una lámina de acero de alta resistencia que tenga una excelente capacidad de ser trabajada.

Entre tanto, están cambiando los métodos de trabajo desde el estirado convencional con un soporte de la pieza hasta un troquelado simple o un trabajo de doblado según la adopción de una lámina de acero de alta resistencia. En particular, cuando un caballete doblado se curva en forma de arco circular o similar, algunas veces los extremos de la lámina de acero se alargan, en otras palabras, se aplica un trabajo de formación de reborde estirado. Además, a algunas partes, con frecuencia, se les aplica un trabajo de desbarbado en el que se forma un reborde expandiendo un orificio de trabajo (orificio inferior). En algunos casos de gran expansión, el diámetro del orificio inferior se expande hasta 1,6 veces o más. Mientras tanto, tiende a aparecer un fenómeno de recuperación elástica después de trabajar una parte, como un retorno elástico, a medida que aumenta la resistencia de la lámina de acero y que dificulta la exactitud de la parte que se está asegurando. Por esa razón, en los métodos de trabajos plásticos, con frecuencia se emplean artilugios, por ejemplo, para reducir el radio interior doblando hasta aproximadamente 0,5 mm en un trabajo de doblado.

Sin embargo, en estos trabajos, aunque se requiere una lámina de acero para tener una capacidad de conformado local, como por ejemplo la capacidad de conformar un reborde estirado, la capacidad de expandir un orificio, la capacidad de realizar un doblado o similares, una lámina de acero convencional de alta resistencia resulta insuficiente para asegurar esta capacidad de conformado y, por lo tanto, el problema de una lámina de acero convencional de alta resistencia ha sido que se presentan inconvenientes, incluyendo grietas, y no se puede tratar el producto de una forma estable.

Entre tanto, estas partes conformadas por presión, con frecuencia, se juntan con otras partes mediante soldadura por puntos u otra soldadura. Sin embargo, en el caso de una lámina de acero de alta resistencia, en general con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, se adopta con frecuencia un método metalúrgico, como por ejemplo el aumento del contenido de C en el acero, como un medio eficaz para asegurar la resistencia, y el problema originado por la adopción de semejante método ha sido que un metal soldado se endurece de forma extrema por el calentamiento y el enfriamiento durante el tiempo de la soldadura y, por lo tanto, las propiedades de una soldadura y las funciones del producto se deterioran.

Una lámina de acero de alta resistencia, hasta ahora conocida, que tiene capacidad mejorada de conformar rebordes estirados, es la propuesta por la Publicación de Patente Japonesa no examinada, número H9-676454. Sin embargo, la tecnología simplemente mejora la capacidad de conformar rebordes estirados después del corte y no mejora necesariamente las propiedades de la soldadura.

Además, las Publicaciones de las Patentes Japonesas Examinadas, números H2-1894 y H5-72460, proponen métodos para mejorar la capacidad de soldeo de una lámina de acero de alta resistencia. La primera tecnología mejora la capacidad de ser trabajada en frío y la capacidad de soldeo de la lámina de acero de alta resistencia. Sin embargo, respecto a la mejora de la capacidad de ser trabajada en frío, citada en la tecnología, la mejora de la capacidad de conformado local, como por ejemplo la capacidad de conformar un reborde estirado, la capacidad de expandir un orificio, la capacidad de realizar un doblado, y similares, no está suficientemente confirmada. Por el contrario, la tecnología posterior propone la mejora de la capacidad de conformar rebordes estirados junto con la capacidad de soldeo. Sin embargo, la resistencia de una lámina de acero incluida en la invención está en el nivel de aproximadamente 550 MPa y la tecnología no es una que se ocupa de una lámina de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más. El documento WO 03/010351 describe una lámina de acero, excelente tanto en su resistencia como en su capacidad de expandir un orificio, que tiene una estructura multifásica que comprende bainita.

Además, como resultado de estudios más serios por parte de los presentes inventores, se han obtenido los siguientes hallazgos. En el caso de una lámina de acero de alta resistencia, con una resistencia a la tracción del acero base de 780 MPa o más, el principal mecanismo de refuerzo está impulsado principalmente por bainita y martensita dura en la segunda fase y el contenido de C en el acero funciona como el factor principal en el mecanismos de refuerzo. Sin embargo, a medida que el contenido de C aumenta, es probable que la capacidad de conformado local se deteriore y, al mismo tiempo, la dureza de la soldadura aumente llamativamente. No obstante, con respecto a los problemas anteriormente mencionados de una lámina de acero de alta resistencia, con una resistencia a la tracción del acero base de 780 MPa o más, no se puede hallar una propuesta enfocada a la mejora de la capacidad de conformado local ni al endurecimiento de la soldadura.

Descripción de la invención

La presente invención es el resultado de serios estudios por parte de los presentes inventores para resolver los problemas anteriormente mencionados y se refiere a una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción del acero base de 780 MPa o más, teniendo el acero base una excelente capacidad de conformado local, como por ejemplo capacidad de conformar rebordes estirados, capacidad de expandir orificios, capacidad de realizar un doblado, y similares, un aumento de la dureza de la soldadura suprimido y, además, buenas propiedades de soldadura. La invención viene dada en las reivindicaciones adjuntas.

Breve descripción de los dibujos

La Figura 1 es una representación gráfica que muestra la influencia de un valor del miembro a la derecha del signo de igualdad en la expresión (A) que estipula el límite superior de un contenido de S y un contenido de S en el índice de capacidad de conformado local.

La Figura 2 es una representación gráfica que muestra la relación entre un valor del miembro a la derecha del signo de igualdad en la expresión (C) y una relación de expansión como índice de capacidad de conformado local.

La Figura 3 es una representación gráfica que muestra la influencia de un valor del miembro a la izquierda del signo de igualdad en la expresión (D) sobre el aumento de la dureza de la soldadura.

Mejor modo de llevar a cabo la invención

Los presentes inventores investigaron los componentes químicos del acero y las estructuras metalográficas de las láminas de acero en relación a un medio para suprimir el aumento de dureza en la soldadura mientras que se aseguraba la capacidad de conformado local, como por ejemplo la capacidad de una lámina de acero para conformar rebordes estirados, la capacidad de expandir orificios, la capacidad de realizar un doblado y similares. En primer lugar, como resultado de la investigación sobre la capacidad de una lámina de acero para el conformado local, se ha descubierto que en el caso de una lámina de acero de alta resistencia, con una resistencia a la tracción del acero base de 780 MPa o más, la capacidad de conformado por presión, principalmente la capacidad de conformado local, se determina por la forma de la estructura metalográfica de la lámina de acero y la facilidad de la formación de inclusiones, tales como precipitados y similares, contenidas en ella. Además, se ha descubierto que se puede mejorar la capacidad de conformado local mediante: el contenido de C, Si, Mn, P, S, N, A1 y Ti; entre esos componentes el S, Ti y N, que actúan como factores que dominan la formación de inclusiones del tipo sulfuro que satisfacen una cierta expresión relacional; y que además no solamente regulan el intervalo de contenido de un componente individual, como por ejemplo el C, sino que también la relación entre una estructura ventajosa para la capacidad de conformado local y varios componentes, incluyendo C, que funcionan como índices de la capacidad del endurecimiento.

En la producción de una lámina de acero de alta resistencia, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, se adopta generalmente un medio para utilizar una estructura endurecida de martensita, bainita o similares. Por ejemplo, es ampliamente conocido que en el caso de una lámina de acero con estructura compleja de doble fase (lámina de acero de doble fase) de excelente ductilidad, se introduce un gran número de dislocaciones movibles en la vecindad de la interfase entre una fase ferrítica blanda y una fase martensítica dura formada mediante temple, y así se obtiene una gran elongación. Sin embargo, un problema de una lámina de semejante acero es que: la estructura es microscópicamente no uniforme debido a la coexistencia de una fase blanda y una fase dura; como resultante la diferencia de dureza entre las fases es grande; la interfase entre las fases no puede resistir la deformación local; y se generan grietas. Por lo tanto, para resolver el problema, la uniformidad de una estructura es eficaz en el caso de una estructura martensítica monofásica, una estructura bainítica o una estructura martensítica templada. En particular, una estructura bainítica, excelente en el equilibrio entre resistencia y ductilidad, muestra una excelente capacidad de ser trabajada. En vista de los hechos anteriores, los presentes inventores han descubierto que la facilidad de obtener una estructura bainítica deseada se ve fuertemente afectada por el C, Si y Mn, y la capacidad de conformado local se mejora cuando esos elementos y un porcentaje de estructura bainítica obtenida satisfacen, en realidad, una cierta expresión relacional.

La presente invención se explica de aquí en adelante con detalle.

En primer lugar, las razones para regular los componentes en el acero se explican de aquí en adelante.

El C es un elemento importante para aumentar la resistencia y la capacidad de endurecimiento de un acero, y es esencial para obtener una estructura compleja compuesta de ferrita, martensita, bainita, etc. En particular, es necesario un 0,05% de C o más para asegurar una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, y una cantidad eficaz de estructura bainítica ventajosa para la capacidad de conformado local. Por otro lado, si aumenta el contenido de C, no solamente apenas se obtiene una estructura bainítica, y es probable que un carburo del tipo del de hierro como la cementita se haga más grueso, y como resultado se deteriore la capacidad de conformado local, sino que también aumenta la dureza de forma llamativa después de la soldadura y se origina una pobre soldadura. Por esas razones, el límite superior del contenido de C se establece en 0,09%.

El Si es un elemento favorable para aumentar la resistencia a la tracción sin que se deteriore la capacidad del acero para ser trabajado. Sin embargo, cuando el contenido de Si es inferior al 0,4%, no solamente es probable que se forme una estructura perlítica, perjudicial para la capacidad de conformado local, sino que aumenta también la diferencia de dureza entre las estructuras formadas debido a la disminución de la capacidad reforzadora del soluto de ferrita y, por lo tanto, se deteriora la capacidad de conformado local. Por esas razones, el límite inferior del contenido de Si se establece en el 0,4%. Por otro lado, cuando el contenido de Si excede el 1,3%, la capacidad de operación de laminado en frío se deteriora debido al aumento de la capacidad reforzadora del soluto de ferrita y se deteriora la capacidad de operación de tratamiento con fosfato debido al óxido formado sobre la superficie de la lámina de acero. La capacidad de soldeo también se deteriora. Por esas razones, el límite superior del contenido de Si se establece en el 1,3%.

El Mn es un elemento eficaz para aumentar la resistencia y la capacidad de endurecimiento de un acero y para asegurar una estructura bainítica favorable para la capacidad de conformado local. Cuando el contenido de Mn es inferior al 2,5%, no se obtiene una estructura deseada. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Mn se establece en el 2,5%. Por otro lado, cuando el contenido de Mn excede el 3,2%, la capacidad un acero base para ser trabajado y la capacidad de soldeo también se deterioran. Por esas razones, el límite superior del contenido de Mn se establece en el 3,2%.

Un contenido de P inferior a 0,001% origina que el coste de la desfosforación aumente y, por lo tanto el límite inferior del contenido de P se establece en el 0,001%. Por otro lado, cuando el contenido de P excede el 0,05% tiene lugar, de forma considerable, una segregación por solidificación durante el moldeo y, por eso, se origina la generación de grietas internas y el deterioro de la capacidad de trabajo. Además, se se da lugar a que se fragilice la soldadura. Por esas razones, el límite superior del contenido de P se establece en el 0,05%.

El S es un elemento extremadamente nocivo para la capacidad de conformado local ya que permanece como inclusiones del tipo sulfuro, como por ejemplo el MnS. En particular, el efecto del S crece a medida que aumenta la resistencia de un acero base. Por lo tanto, cuando la resistencia a la tracción es de 780 MPa o más, el S se suprimirá hasta un 0,004% o menos. Sin embargo, cuando se añade Ti, el efecto del S se mitiga en alguna medida ya que el Ti precipita como sulfuro del tipo del de Ti. Por lo tanto, en la presente invención, el límite superior del contenido de S puede estar regulado por la siguiente expresión relacional (A) que contiene Ti y N:

... (A),S \leq 0.08 \ x \ (Ti(%) - 3.43 \ x \ N(%)) + 0.004

en la que, cuando un valor del miembro Ti(%) - 3,43 \times N(%) de la expresión (A) es negativo, el valor se considera como cero.

El A1 es un elemento necesario para la desoxidación del acero. Cuando el contenido de acero es inferior al 0,005%, la desoxidación es insuficiente, hay burbujas que permanecen en el acero y, por eso, se generan defectos tales como poros. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de A1 se establece en el 0,005%. Por otro lado, cuando el contenido de A1 excede el 0,1%, las inclusiones tales como la alúmina aumentan y la capacidad un acero base para ser trabajado se deteriora. Por lo tanto, el límite superior del contenido de A1 se establece en el 0,1%.

Con respecto al N, un contenido de N inferior a 0,0005% origina un aumento en los costes de refino del acero. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de N se establece en 0,0005%. Por otro lado, cuando el contenido de N excede el 0,006%, la capacidad de trabajar un acero base se deteriora, es probable que se forme TiN grueso con el N combinándose con el Ti y, por eso, se deteriora la capacidad de conformado local. Además, apenas queda el Ti necesario para la formación de sulfuro del tipo del de Ti, y eso es perjudicial para la atenuación del límite superior del contenido de S propuesto en la presente invención. Por lo tanto, el límite superior del contenido de N se establece en 0,006%.

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El Ti es un elemento eficaz para formar sulfuros del tipo del de Ti que afecta ligeramente, y de forma relativa, la capacidad de conformado local y disminuye el perjudicial MnS. Además, el Ti tiene el efecto de suprimir el engrosamiento de una estructura metálica soldada y de que apenas se fragilice la soldadura. Ya que un contenido de Ti inferior a 0,001% es insuficiente para exhibir esos efectos, el límite inferior del contenido de Ti se establece en el 0,001%. Por el contrario, cuando se añade Ti excesivamente, no solo aumente el TiN grueso de forma cuadrada, y por eso se deteriora la capacidad de conformado local, sino que también se forma un carburo estable, por eso la concentración de C en la austenita disminuye durante la producción de un acero base, por lo que no se obtiene una estructura endurecida deseada y, por lo tanto, apenas se asegura la resistencia a la tracción. Por esas razones, el límite superior del contenido de Ti se establece en el 0,045%.

El Nb es un elemento eficaz para formar carburo fino que suprime el ablandamiento de una zona afectada por el calor de la soldadura, y se puede añadir. Sin embargo, cuando el contenido de Nb es inferior al 0,01%, no se obtiene, suficientemente, el efecto de suprimir el ablandamiento de una zona afectada por el calor de la soldadura. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Nb se establece en el 0,001%. Por otro lado, cuando se añade Nb excesivamente, la capacidad de trabajar un acero base se deteriora por el aumento de carburo. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Nb se establece en el 0,04%.

El B es un elemento que tiene el efecto de mejorar el endurecimiento del acero y de suprimir la difusión del C en una zona afectada por el calor de la soldadura y, por eso su ablandamiento mediante la interacción con el C, y se puede añadir. En necesaria una cantidad de adición de B del 0,0002% o más, para exhibir el efecto. Por otro lado, cuando el B se añade de forma excesiva, no solamente se deteriora la capacidad un acero base para ser trabajado, sino que también se origina la fragilización y el deterioro de la capacidad de trabajar en caliente el acero. Por esas razones, el límite superior del contenido de B se establece en el 0,0015%.

El Mo es un elemento que facilita la formación de una estructura bainítica deseada. Además, el Mo tiene el efecto de suprimir el ablandamiento de la zona afectada por el calor de la soldadura, y se estima que el efecto crece más por la coexistencia con el Nb y similares. Por lo tanto, el Mo es un elemento beneficioso para la mejora de la calidad de una soldadura, y puede añadirse. Sin embargo, una cantidad de adición de Mo inferior al 0,05% es insuficiente para exhibir los efectos y, por lo tanto, su límite inferior se establece en el 0,05%. Por el contrario, incluso cuando se añade Mo excesivamente, los efectos se saturan y eso da lugar a un inconveniente económico. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Mo se establece en el 0,50%.

El Ca tiene el efecto de mejorar la capacidad de conformado local de un acero base mediante el control de la forma (esferoidización) de las inclusiones del tipo sulfuro, y se puede añadir. Sin embargo, una cantidad de adición de Ca inferior al 0,0003% es insuficiente para exhibir el efecto. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Ca se establece en el 0,0003%. Por otro lado, incluso cuando se añade Ca excesivamente, no solamente se satura el efecto, sino que también crece un efecto contrario (el deterioro de la capacidad de conformado local) mediante el aumento de inclusiones. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Ca se establece en el 0,01%. Es deseable que el contenido de Ca sea del 0,0007%, o más, para un mejor efecto.

El Mg, cuando se añade, forma óxido mediante la combinación con oxígeno, y se estima que el MgO, así formado, o el óxido complejo de A1_{2}O_{3}, SiO_{2}, MnO, Ti_{2}O_{3}, etc., que contiene MgO, precipitan muy finamente. Aunque no está suficientemente confirmado, se estima que el tamaño de cada precipitado es pequeño y, por lo tanto, estadísticamente los precipitados se están distribuyendo uniformemente en el estado de dispersión. Se estima además, aunque no es obvio, que semejante óxido, finamente y uniformemente dispersado en el acero, forma finos huecos en un plano de perforación o en un plano de cizalladura a partir de los cuales se originan grietas durante la perforación o la cizalladura, suprime la concentración de esfuerzos durante el posterior trabajo de desbarbado o durante un trabajo de formación de reborde estirado, y por hacerlo así, tiene el efecto de prevenir que los huecos finos crezcan hasta formar grietas gruesas. Por lo tanto, se puede añadir Mg para mejorar la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de conformado del reborde estirado. Sin embargo, una cantidad de adición de Mg inferior al 0,0002% es insuficiente para exhibir los efectos y, por lo tanto, su límite inferior se establece en el 0,0002%. Por otro lado, cuando una cantidad de adición de Mg excede el 0,01%, no solamente no se obtiene ya el efecto de mejora, en proporción a la cantidad de adición, sino que también se deteriora la limpieza del acero y se deterioran la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de conformado del reborde alargado. Por esas razones, el límite superior del contenido de Mg se establece en el 0,01%.

Se cree que los REM (metales pertenecientes a las tierras raras; del inglés Rare Earth Metals) van a ser elementos que tienen los mismos efectos que el Mg. Aunque no está suficientemente confirmado, se estima que los REM son elementos de los que se puede esperar que mejoren la capacidad de expansión de los orificios y la capacidad de conformado de los rebordes alargados por efecto de la supresión de grietas, debido a la formación de óxido fino y, por eso, se pueden añadir REM. Sin embargo, cuando el contenido de REM es inferior al 0,0002%, los efectos son insuficientes y, por lo tanto, su límite inferior se establece en el 0,0002%. Por otro lado, cuando la cantidad de adición de REM excede el 0,01%, no solamente no se obtiene ya el efecto de mejora en proporción a la cantidad de adición, sino que también se deteriora la limpieza del acero y se deterioran la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de conformado del reborde estirado. Por esas razones, el límite superior del contenido de REM se establece en el 0,01%.

El Cu es un elemento eficaz para mejorar la resistencia a la corrosión y la resistencia a la fatiga de un acero base, y se puede añadir según se desee. Sin embargo, cuando la cantidad de adición de Cu es inferior al 0,2%, no se obtienen suficientemente los efectos de mejora de la resistencia a la corrosión y de la resistencia a la fatiga y, por lo tanto, su límite inferior se establece en el 0,2%. Por otro lado, una adición excesiva de Cu origina los efectos de que se va a saturar y que se va a aumentar el coste y, por lo tanto, su límite superior se establece en el 2,0%.

En un acero con Cu añadido se forman, algunas veces, defectos superficiales denominados costras de Cu, originadas por fragilidad en caliente durante el laminado en caliente. La adición de Ni es eficaz en la prevención de las costras de Cu, y la cantidad de adición de Ni se establece en el 0,05% o más, en el caso de la adición de Cu. Por otro lado, una adición excesiva de Ni da lugar a que se vaya a saturar y a que se vaya a aumentar el coste. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Ni se establece en el 2,0%. Aquí, el efecto de la adición de Ni se pone de manifiesto en proporción con la cantidad de adición de Cu y, por lo tanto, es deseable que la cantidad de adición de Ni esté en el intervalo de 0,25 a 0,60, en términos de la relación Ni/Cu, en peso.

Los presentes inventores, con respecto a las láminas de acero de alta resistencia, laminadas en frío, que tienen diversos componentes químicos, llevaron a cabo ensayos de expansión de orificios cuyos resultados se consideraron como un índice típico de la capacidad de conformado local, e investigaron la relación entre la expresión (A) que regulaba el límite superior de un contenido de S y el contenido de S. Los resultados se muestran en la Figura 1. Se obtiene una excelente capacidad de conformado local cuando el contenido de S está en el intervalo regulado por la expresión (A). En la Figura 1, O representa una relación de expansión del orificio superior al 60%, y \times representa una relación de expansión del orificio inferior al 60%. A partir de esta figura se entiende que, cuando las cantidades de adición de S, Ti y N están en los intervalos regulados por la presente invención, la relación de expansión del orifico es del 60% o más, y la capacidad de conformado local es excelente.

El hecho anterior muestra que el límite superior del contenido de S se ve aliviado, en alguna medida, por la formación de sulfuro del tipo del de Ti para suprimir la influencia del MnS que dificulta la capacidad de conformado local; es una propuesta diferente al método hasta ahora propuesto en el que la capacidad de conformado local se mejoraba disminuyendo simplemente la cantidad de S; y resulta razonable también desde el punto de vista del alivio del aumento de coste debido al aumento del coste de la desulfuración.

Además, en la presente invención, un porcentaje del área de la estructura bainítica y las cantidades de C, Si y Mn deben satisfacer la siguiente expresión relacional (C):

Mneq. = Mn(%) - 0,29 x Si(%) + 6,24 x C(%): ...(B),

950 \leq (Mneq./(C(%) - (Si(%)/75))) x porcentaje (%) área bainítica: ...(C).

Los presentes inventores investigaron la relación entre el valor del miembro de la parte derecha de la expresión relacional (C), anteriormente mencionada, y la relación de la expansión de un orificio, la cual funciona como un índice de la capacidad de conformado local mediante los experimentos anteriormente mencionados. Los resultados se muestran en la Figura 2. En la Figura 2, O representa una relación de expansión del orificio superior al 60%, y \times representa una relación de expansión del orificio inferior al 60%. A partir de la figura se puede comprender que, cuando el estado de una microestructura formada y las cantidades de C, Si y Mn satisfacen la expresión relacional, la relación de expansión del orificio es del 60% o más y la capacidad de conformado local es excelente.

El hecho anterior muestra que, cuando un valor relacionado no solo con la cantidad de una estructura bainítica ventajosa para la capacidad de conformado local, sino también con los elementos que dan dureza, como C, Si y Mn, esa influencia en la formación de la estructura es inferior al valor del miembro de la parte izquierda, y no se obtiene una suficiente capacidad de conformado local.

Entre tanto, en la presente invención, las cantidades de C, Si y Mn deben satisfacer también la siguiente expresión relacional (D):

... (D).C(%) + (Si(%)/20) + (Mn(%)/18) \leq 0.30

Los presentes inventores investigaron la relación entre un valor obtenido por la anterior expresión (D) y la dureza máxima de una soldadura por puntos, y la forma de la fractura en el ensayo de tracción de la soldadura mediante los experimentos anteriormente mencionados. Los resultados se muestran en la Figura 3. El eje horizontal representa un valor registrado a partir del miembro de la parte izquierda de la expresión (D), y el eje vertical representa una relación de la dureza máxima de una soldadura, en una soldadura por puntos, respecto a la dureza de un acero base (K es la relación de la dureza de la soldadura-acero base), midiéndose cada dureza en términos de dureza Vickers (carga: 100 g-fuerza) en una posición que está a un cuarto del espesor de la lámina sobre la superficie de una sección. En la Figura 3, O representa una relación K, de la dureza de la soldadura-acero base, inferior a 1,47; y \times representa una relación K, de la dureza de la soldadura-acero base, superior a 1,47. A partir de la figura se comprende que cuando las cantidades de adición de C, Si y Mn están en el intervalo regulado por la presente invención, se suprime la dureza aumentada de una soldadura hasta no más de 1,47 veces la dureza del acero base. Mientras que la fractura ocurrida en una pepita de soldadura cuando la relación excedía 1,47, la fractura ocurría fuera de la pepita de soldadura y, por eso, la capacidad de soldeo era buena cuando la relación no era superior a 1,47.

La expresión relacional (D) anteriormente mencionada estipula un intervalo de componentes en el que se suprime la dureza de la martensita formada mediante temple durante el calentamiento y el enfriamiento rápido de la soldadura.

Además, componentes auxiliares, tales como Cr, V, etc., inevitablemente incluidos en la lámina de acero, no son nocivos en absoluto para las propiedades del acero según la presente invención. Sin embargo, una excesiva adición de los componentes puede dar lugar a que se eleve la temperatura de recristalización, se deteriore la operabilidad del laminado, y que también se deteriore la capacidad de trabajo de un acero base. Por esa razón, con respecto a esos componentes auxiliares, es deseable regular el Cr a 0,1% o menos, y el V a 0,01% o menos.

Se puede seleccionar de forma apropiada un método para producir una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío, y una lámina de acero de alta resistencia tratada superficialmente, según la presente invención, en consideración con la aplicación y las propiedades requeridas.

En la presente invención, los componentes anteriormente mencionados constituyen la base de un acero según la presente invención. Cuando el porcentaje de área bainítica es inferior al 7% en una microestructura de un acero base, la capacidad de conformado local apenas mejora. Por lo tanto, el límite inferior del porcentaje de área bainítica se establece en el 7%. Un porcentaje de área bainítica preferible es el 25% o más. El límite superior del porcentaje de área bainítica no se establece concretamente. Sin embargo, cuando se excede el 90%, la ductilidad de un acero base se deteriora por el aumento de una fase dura y las partes en las que es aplicable una presión están muy limitadas. Por lo tanto, un límite superior preferible de un porcentaje de área bainítica se establece en el 90%. Mientras tanto, debe ser tenida en consideración la influencia de otra microestructura sobre la capacidad de un acero base para ser trabajado y, para asegurar un equilibrio entre la capacidad de ser trabajado y la ductilidad, es preferible un porcentaje de área ferrítica del 4% o más.

Se trata un acero ajustado para contener los componentes anteriormente mencionados mediante el siguiente método, por ejemplo, y se producen láminas de acero. En primer lugar, se funde un acero y se refina en un convertidor y se cuela en forma de planchas mediante un proceso de colada continua. Las planchas resultantes se introducen en un horno de recalentamiento, en estado de alta temperatura, o después de que se enfriasen a temperatura ambiente se calientan en el intervalo de temperatura de 1.150ºC a 1.250ºC, después de eso se somete a un laminado de acabado en el intervalo de temperatura de 800ºC a 950ºC, y se enrolla a una temperatura de 700ºC o menor, y se producen como resultado las láminas de acero laminadas en caliente. Cuando la temperatura de acabado es inferior a 800ºC, los granos cristalinos están en estado de granos mixtos y por eso, se deteriora la capacidad del acero base para ser trabajado. Por otro lado, cuando la temperatura de acabado excede los 950ºC, los granos austeníticos se hacen más gruesos y, por eso, apenas se obtiene una microestructura deseada. Una temperatura de enrollado de 700ºC o menos es aceptable. Sin embargo, a una temperatura inferior, tiende a suprimirse la formación de una estructura perlítica y tiende a ser obtenible una microestructura estipulada en la presente invención. Por lo tanto, es preferible una temperatura de enrollado de 600ºC o menos.

Posteriormente, las láminas de acero laminadas en caliente son sometidas a decapado, laminado en frío y después de eso a recocido, como resultado se producen láminas de acero laminadas en frío. Aunque no está concretamente estipulada una relación de reducción en el laminado en frío, un intervalo industrialmente preferible es del 20 al 80%. Una temperatura de recocido es importante para asegurar la resistencia prescrita y la capacidad de una lámina de acero de alta resistencia para ser trabajada, y un intervalo preferible de ella es de 700ºC a menos de 900ºC. Cuando la temperatura de recocido es inferior a 700ºC, la recristalización tiene lugar de forma insuficiente, y apenas se obtiene por si misma una capacidad del acero base para ser trabajado. Por otro lado, cuando la temperatura de recocido es de 900ºC o más alta, los granos austeníticos se hacen más gruesos y apenas se obtiene una microestructura deseada. Además, es preferible un proceso de recocido continuo para obtener una microestructura estipulada en la presente invención. En el caso de una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, se aplica un revestimiento galvánico a una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, mediante los procedimientos anteriores bajo la condición de que la lámina de acero no se caliente a 200ºC o más.

Por ejemplo, en el caso de aplicar un revestimiento galvánico, se aplica a la superficie de la lámina de acero una cantidad de revestimiento de 3 mg/m^{2} a 80 g/m^{2}. Cuando la cantidad de revestimiento es inferior a 3 mg/m^{2}, la función del revestimiento de prevención del óxido es insuficiente y, por eso, el objeto del revestimiento galvánico no se cumple. Por otro lado, cuando la cantidad de revestimiento excede los 80 g/m^{2}, la eficacia económica se ve impedida y defectos tales como las sopladuras tienden producirse considerablemente en el momento de la soldadura. Por esas razones, el intervalo preferible de cantidad de revestimiento es el intervalo anteriormente mencionado.

Además, incluso en el caso de aplicar una superficie orgánica o inorgánica a la superficie de una lámina de acero laminada en frío o una capa electrodepositada, los efectos de la presente invención no se ven impedidos. Hay que hacer notar que, en este caso también, la temperatura del acero no deberá exceder los 200ºC.

De esta forma, se obtiene una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío y una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, láminas de acero que tienen una excelente capacidad de conformado local y un aumento de la dureza de soldadura suprimido.

Ejemplos

Se fundieron aceros que contenían componentes químicos mostrados en la Tabla 1 y se refinaron en un convertidor y se colaron en forma de planchas mediante un proceso de colada continua. Después de eso, las planchas resultantes se calentaron entre 1.200ºC y 1.400ºC, luego se sometieron a un laminado en caliente a una temperatura de acabado en el intervalo de 880ºC a 920ºC (espesor de la lámina: 2,3 mm) y se enrollaron a una temperatura de 550ºC o menos. A continuación, las láminas de acero resultantes, laminadas en caliente, se sometieron a un laminado en frío (espesor de la lámina: 1,2 mm), se calentaron de forma apropiada a una temperatura prescrita en el intervalo de 750ºC a 880ºC en un proceso de recocido continuo, después de eso se sometió de forma apropiada a un enfriamiento lento hasta una temperatura prescrita en el intervalo de 700ºC a 550ºC, y a continuación se enfrió más.

Las láminas de acero de alta resistencia, laminadas en frío, producidas mediante los experimentos anteriormente mencionados, se sometieron a ensayos de tracción en la dirección del laminado y en dirección perpendicular a la dirección de laminado usando muestras de ensayo JIS nº 5. Después de eso, se midieron las relaciones de expansión de orificios mediante el método de ensayo de expansión de orificios estipulado en Japan Iron and Steel Federation Standards (Normas de la federación japonesa del hierro y del acero). Además, se midieron los porcentajes de área bainítica o secciones en la dirección del laminado de las láminas de acero mediante los procedimientos de: someter las secciones a acabado especular; someterlas a tratamiento de corrosión para la separación mediante ataque químico de la fase \gamma retenida (Nipón Steel Corporation, Haze: CAMP-ISIJ, vol. 6, (1993), página 1.698); observar las microestructuras a 1.000 aumentos con un microscopio óptico; y aplicar un tratamiento de imágenes. Se definió el porcentaje de área bainítica como el promedio de los valores observados en diez campos visuales en consideración a la dispersión.

Además, con respecto a las láminas de acero de alta resistencia, se aplicaron soldaduras por puntos a láminas de acero de alta resistencia de la misma clase y se evaluaron. La soldadura por puntos se realizó bajo las condiciones de no formar salpicaduras de soldadura usando una punta de tipo abovedada de 6 mm de diámetro, bajo una presión de carga de 400 kg y un diámetro de punto de soldadura de más de cuatro veces la raíz cuadrada del espesor de la lámina. Se evaluó la soldadura mediante un ensayo de tracción cortante.

Con respecto al aumento de la dureza en la soldadura, se midió la dureza con un medidor de dureza Vickers (carga de medida: 100 g-fuerza) a intervalos de 0,1 mm en una porción de un cuarto del espesor de la lámina sobre la superficie de una sección que contiene la soldadura, se midió la relación de la dureza máxima de la soldadura respecto a la dureza del acero base, y así se evaluó la solidez de la soldadura. Los resultados se muestran en la Tabla 2.

A partir de la Tabla se puede comprender que los aceros de la invención son excelentes en la capacidad de conformado local y el aumento de dureza de soldadura suprimido, en comparación con los aceros comparativos.

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(Tabla pasa a página siguiente)

1

2

3

4

Aplicación industrial

La presente invención hace posible proporcionar una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío, y una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, teniendo las láminas de acero una excelente capacidad de conformado local y un aumento de la dureza de soldadura suprimida.

Claims

1. Una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío, y una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, teniendo dichas láminas de acero una excelente capacidad de conformado y un aumento de la dureza por soldadura suprimida, conteniendo dichas láminas de acero, en peso,

C: 0,05 a 0,09%,

Si: 0,4 a 1,3%,

Mn: 2,5 a 3,2%,

P: 0,001 a 0,05%,

N: 0,0005 a 0,006%,

A1: 0,005 a 0,1%,

Ti: 0,001 a 0,045%,

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opcionalmente, uno o más de los seleccionados a partir de

Nb: 0,001 a 0,04%,

B: 0,0002 a 0,0015%,

Mo: 0,05 a 0,50%,

Ca: 0,0003 a 0,01%,

Mg: 0,0002 a 0,01%,

REM: 0,0002 a 0,01%,

Cu: 0,2 a 2,0%, y

Ni: 0,05 a 2,0%, y

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S en el intervalo estipulado por la siguiente expresión (A), con el resto consistente en Fe e impurezas inevitables; estando compuesta la microestructura de dichas láminas de acero de bainita, del 7% o más en términos de porcentaje de área, y el resto consistente en una o más de ferrita, martensita, martensita templada y antenita retenida; y satisfaciendo dichos componentes en dichas láminas de acero las siguientes expresiones (C) y (D) cuando Mneq. Se define mediante la siguiente expresión (B);

... (A)S \leq 0.08 \ x \ (Ti(%) - 3.43 - N(%)) + 0.004

en la que, cuando un valor del miembro Ti(%) - 3,43 x N(%) de dicho expresión (A) es negativo, el valor se considera como cero,

Mneq. = Mn(%) - 0.29 \ x \ Si(%) + 6.24 \ x \ C(%): ...(B),

(950 \leq (Mneq./(C(%) - (Si(%)/75))) x porcentaje (%) área bainítica: ...(C),

C(%) + (Si(%)/20) + (Mn(%)/18) \leq 0,30: ...(D).

2. Una lámina de acero de alta resistencia, laminada en frío y una lámina de acero de alta resistencia, tratada superficialmente, con una resistencia a la tracción de 780 MPa o más, teniendo dichas láminas de acero una excelente capacidad de conformado y un aumento de la dureza por soldadura suprimida, según la reivindicación 1, caracterizada porque estar dicha lámina de acero tratada superficialmente revestida con cinc, o una aleación suya, como tratamiento superficial.