ES2761600T3 - Lámina de acero galvanizada en caliente - Google Patents
Lámina de acero galvanizada en caliente Download PDFInfo
- Publication number
- ES2761600T3 ES2761600T3 ES15857601T ES15857601T ES2761600T3 ES 2761600 T3 ES2761600 T3 ES 2761600T3 ES 15857601 T ES15857601 T ES 15857601T ES 15857601 T ES15857601 T ES 15857601T ES 2761600 T3 ES2761600 T3 ES 2761600T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- steel sheet
- layer
- hot
- base steel
- dip galvanized
- 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
Links
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 title claims description 129
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 title claims description 129
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 419
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 419
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims abstract description 236
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 71
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 49
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims abstract description 35
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 22
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 18
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 9
- 239000010451 perlite Substances 0.000 claims description 22
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 claims description 22
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 15
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 15
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 238000001465 metallisation Methods 0.000 description 182
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 97
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 49
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 49
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 46
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 46
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 36
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 32
- 238000000034 method Methods 0.000 description 30
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 28
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 28
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 28
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 25
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 23
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 23
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 23
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 20
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 20
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 16
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 16
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 13
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 12
- 239000010408 film Substances 0.000 description 11
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 10
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 10
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 9
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 9
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 8
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 8
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 8
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 8
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 7
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 5
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 5
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 5
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 5
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 5
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910006639 Si—Mn Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 239000002737 fuel gas Substances 0.000 description 4
- BHEPBYXIRTUNPN-UHFFFAOYSA-N hydridophosphorus(.) (triplet) Chemical compound [PH] BHEPBYXIRTUNPN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 125000004435 hydrogen atom Chemical class [H]* 0.000 description 4
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 4
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 4
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 3
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 3
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052792 caesium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 3
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 3
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 3
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 3
- 229910052740 iodine Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 3
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 3
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 229910052700 potassium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 3
- 229910052701 rubidium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 3
- 229920000298 Cellophane Polymers 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000004070 electrodeposition Methods 0.000 description 2
- 238000001803 electron scattering Methods 0.000 description 2
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 2
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 2
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 2
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- MOWXJLUYGFNTAL-DEOSSOPVSA-N (s)-[2-chloro-4-fluoro-5-(7-morpholin-4-ylquinazolin-4-yl)phenyl]-(6-methoxypyridazin-3-yl)methanol Chemical compound N1=NC(OC)=CC=C1[C@@H](O)C1=CC(C=2C3=CC=C(C=C3N=CN=2)N2CCOCC2)=C(F)C=C1Cl MOWXJLUYGFNTAL-DEOSSOPVSA-N 0.000 description 1
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910004283 SiO 4 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910006638 Si—Mn—Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 239000002390 adhesive tape Substances 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000003466 anti-cipated effect Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 125000002091 cationic group Chemical group 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007739 conversion coating Methods 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 239000011888 foil Substances 0.000 description 1
- 238000007429 general method Methods 0.000 description 1
- 238000009957 hemming Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 1
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 description 1
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000000314 lubricant Substances 0.000 description 1
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000002407 reforming Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 238000000992 sputter etching Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 238000013519 translation Methods 0.000 description 1
- LRXTYHSAJDENHV-UHFFFAOYSA-H zinc phosphate Chemical compound [Zn+2].[Zn+2].[Zn+2].[O-]P([O-])([O-])=O.[O-]P([O-])([O-])=O LRXTYHSAJDENHV-UHFFFAOYSA-H 0.000 description 1
- 229910000165 zinc phosphate Inorganic materials 0.000 description 1
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
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
-
- 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
-
- 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
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C18/00—Alloys based on zinc
-
- 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
-
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- 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
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- 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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- 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
-
- 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C23C2/04—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
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
-
- 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
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- 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
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- 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
-
- 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
- B32B2255/00—Coating on the layer surface
- B32B2255/06—Coating on the layer surface on metal layer
-
- 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
- B32B2255/00—Coating on the layer surface
- B32B2255/20—Inorganic coating
- B32B2255/205—Metallic coating
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
- C21D2211/009—Pearlite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
Una lámina de acero galvanizada en caliente que comprende: una lámina de acero base; y una capa galvanizada en caliente formada en al menos una superficie de la lámina de acero base, en donde: la lámina de acero base incluye: una composición química que consiste, en % de masa, en C: de 0.040 % a 0.280 %, Si: de 0.05 % a 2.00 %, Mn: de 0.50 % a 3.50 %, P: de 0.0001 % a 0.1000 %, S: de 0.0001 % a 0.0100 %, Al: de 0.001 % a 1.500 %, N: de 0.0001 % a 0.0100 %, y O: de 0.0001 % a 0.0100 %, y opcionalmente uno o dos o más seleccionados de Ti: de 0.001 % a 0.150 %, Nb: de 0.001 % a 0.100 %, V: de 0.001 % a 0.300 %, Cr: de 0.01 % a 2.00 %, Ni: de 0.01 % a 2.00 %, Cu: de 0.01 % a 2.00 %, Mo: de 0.01 % a 2.00 %, B: de 0.0001 % a 0.0100 %, W: de 0.01 % a 2.00 % y Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM en una cantidad total de 0.0001 % a 0.0100 % y un resto de Fe e impurezas; en donde la microestructura en la lámina de acero base es una microestructura en la que, en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base, por fracción de volumen, una fase de ferrita es del 40 % o más y 97 % o menos, una estructura dura que comprende una o más de una fase de bainita, una fase de ferrita bainítica, una fase de martensita fresca y una fase de martensita revenida es un total de 3 % o más, una fase de austenita residual es de 0 a 8 % por fracción de volumen, un total de una fase de perlita y una fase de cementita gruesa es de 0 a 8 % por fracción de volumen, en un intervalo de capa superficial de 20 μm de profundidad en la dirección de la lámina de acero desde una interfaz entre la capa galvanizada en caliente y la lámina de acero base, una fracción de volumen de una austenita residual es de 0 a 3 %, la lámina de acero base incluye una microestructura en la que V1/V2 que es una relación de una fracción de volumen V1 de la estructura dura en el intervalo de capa superficial y una fracción de volumen V2 de la estructura dura en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie de lámina de acero base es de 0.10 o más y 0.90 o menos, un contenido de Fe es de 0.5 % o más a 5.0 % o menos y un contenido de Al es de 0.01 % o más a 1.0 % o menos en la capa galvanizada en caliente, y granos columnares formados de una fase ζ están incluidos en la capa galvanizada en caliente, una relación ((A*/A)×100) de una interfaz (A*) entre la fase ζ y la lámina de acero base en una interfaz completa (A) entre la capa metalizada galvanizada en caliente y la lámina de acero base es de 20 % o más, una capa refinada se forma en el lado de la interfaz en la lámina de acero base, un espesor promedio de la capa refinada es de 0.1 a 5.0 μm, un tamaño de grano promedio de ferrita en la capa refinada es de 0.1 a 3.0 μm, están contenidos uno o dos o más de óxidos de Si y Mn y un tamaño máximo del óxido es de 0.01 a 0.4 μm, en donde la capa refinada es una región que existe en una capa más externa de la lámina de acero base y en donde la capa refinada es una región en la que el tamaño de grano promedio de fase de ferrita que constituye la capa refinada es de 1/2 o menos del tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa inferior de la capa refinada de la lámina de acero base, en donde el límite en el cual el tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa refinada es mayor que 1/2 del tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa inferior de la misma se define como un límite entre la capa refinada y la capa inferior de la misma, y en donde el tamaño máximo de uno o dos o más de óxidos de Si y Mn contenidos en la capa refinada se mide en una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base. ,
Description
DESCRIPCIÓN
Lámina de acero galvanizada en caliente
[Campo técnico de la invención]
La presente invención hace referencia a una lámina de acero galvanizada en caliente. La presente invención se relaciona con una lámina de acero galvanizada en caliente de alta resistencia particularmente excelente en ductilidad, plegabilidad, expansibilidad de orificios y adhesión de metalización al momento de la deformación por flexión y excelente en resistencia a la fatiga de flexión cíclica.
[Técnica relacionada]
En los últimos años, ha habido una demanda creciente por aumenta la resistencia de láminas de acero usadas principalmente en elementos de chasis automotriz. Para estas láminas de acero de alta resistencia, es necesario tener formabilidades tales como ductilidad, plegabilidad y formabilidad de expansión de modo de obtener formas de elementos complejas. Además, dado que estas láminas de acero de alta resistencia están siempre afectadas por la vibración cuando se usan para elementos automotrices, se requiere que tengan alta resistencia a la fatiga. Además, dado que generalmente una lámina de acero automotriz generalmente se usa en el exterior, habitualmente se requiere que la lámina de acero tenga excelente resistencia a la corrosión.
En usos para láminas externas automotrices o similares, la parte periférica de una lámina se somete habitualmente a intensa flexión (dobladillado) mediante trabajo de prensado. No solo en usos para las láminas externas automotrices sino también en otros usos, una lámina se somete a intensa flexión mediante trabajo de prensado, trabajo de expansión de orificios o similar para ser usada en muchos casos. En el caso de someter una lámina de acero galvanizada en caliente convencional a intensa flexión, trabajo de expansión de orificios o similar, la capa metalizada a veces se desprende de la lámina de acero base en la parte sometida a trabajo. Cuando la capa metalizada se desprende de la lámina de acero base como se describe anteriormente, existe el problema de que la resistencia a la corrección de la parte desprendida se pierda y la lámina de acero base se corroya y oxide en una etapa temprana. Además, incluso cuando la capa metalizada no se desprende, la adhesión entre la capa chapada y la lámina de acero base se pierde, incluso se forman pequeños huecos en el área en la que se pierde la adhesión que hacen que entre aire o humedad externos en los huecos. Por lo tanto, la función de resistencia a la corrosión de la capa metalizada se pierde y, como resultado, como se describe anteriormente, se produce corrosión y oxidación en la lámina de acero base en una etapa temprana.
En vista de estos problemas, para una lámina de acero de alta resistencia para usos en los que se ejerce dicha flexión intensa o similar, ha habido un fuerte interés en desarrollar una lámina de acero metalizada que incluya una capa galvanizada en caliente que tenga una excelente adhesión de la capa metalizada con la lámina de acero base.
De manera de mejorar la adhesión de una capa metalizada, por ejemplo, como se representa en los documentos de patente 1 a 3, se proponen métodos para formar óxidos dentro de una lámina de acero y reducir la cantidad de óxidos en una interfaz entre el acero base y una capa metalizada que produce que se desprenda la metalización. Sin embargo, en caso de formar un óxido en la superficie de la lámina de acero, el carbono en la superficie de la lámina de acero se une al oxígeno para gasificarse y, como resultado, se libera carbono de la lámina de acero. Por lo tanto, en las tecnologías descritas en los documentos de patente 1 a 3, la resistencia de la región de la lámina de acero de la cual se libera el carbono se reduce significativamente en algunos casos. En el caso en que la resistencia de la superficie de la lámina de acero disminuye, existe una preocupación de que la resistencia a la fatiga, que depende fuertemente de las propiedades de la parte superficial, se deteriore y, por lo tanto, se reduzca significativamente la resistencia límite de fatiga.
De manera alternativa, de manera de mejorar la adhesión de una capa metalizada, en el documento de patente 4 se propone un método para mejorar la adhesión de metalización mediante la reforma de la superficie de una lámina de acero base de manera que se realicen etapas mediante la adición de una nueva etapa de recocido y etapa de decapado antes de una etapa de recocido normal. Sin embargo, en el método descrito en el documento de patente 4, la cantidad de etapas aumenta en comparación con un método normal de producción de una lámina de acero metalizada de alta resistencia, y por lo tanto hay un problema de costos.
Adicionalmente, en el documento de patente 5, se propone un método para mejorar la adhesión de metalización mediante la eliminación de carbono de la parte superficial de una lámina de acero base. Sin embargo, en el método descrito en el documento de patente 5, la resistencia de la región de la que se elimina carbono se reduce significativamente. En este caso, existe una preocupación de que la resistencia a la fatiga, que depende fuertemente de las propiedades de la parte superficial, se deteriore y por lo tanto la resistencia límite de fatiga se reduzca significativamente en el método descrito en el documento de patente 5.
En los documentos de patente 6 y 7, se describen láminas de acero en las que se controlan las cantidades de Mn, Al y Si en una capa metalizada para que estén dentro de un rango adecuado y mejorar la adhesión de metalización. Para las láminas de acero descritas en estos documentos de patente 6 y 7, es necesario controlar las cantidades de los elementos en la capa metalizada con alta precisión en el momento de la producción, lo cual aplica una gran carga
industrial y produce un problema en los costos.
En el documento de patente 8, se propone una lámina de acero de alta resistencia en la que la microestructura de la lámina de acero está formada solo de ferrita como un método para mejorar la adhesión de metalización. Sin embargo, dado que la microestructura se forma solo de ferrita blanda en la lámina de acero descrita en el documento de patente 8, no se puede obtener una resistencia lo suficientemente alta.
Aquí, se utiliza ampliamente una lámina de acero galvanizada y recocida (galvannealed) obtenida al someter una lámina de acero a un tratamiento de aleación después de un tratamiento de galvanización en caliente. El tratamiento de aleación es un tratamiento que consiste en calentar una capa metalizada a una temperatura igual o superior al punto de fusión de Zn, difundiendo una gran cantidad de átomos de Fe en la capa metalizada desde el interior de una lámina de acero de base, y formando la capa metalizada en una capa que incluye principalmente una aleación Zn-Fe. Por ejemplo, en los documentos de patente 9, 10 y 11, se proponen láminas de acero galvanizadas y recocidas excelentes en adhesión de metalización. Sin embargo, en las láminas de acero galvanizadas y recocidas de los documentos de patente 9 a 11, es necesario calentar una lámina de acero a una alta temperatura para alear suficientemente la capa metalizada. Cuando la lámina de acero se calienta a una alta temperatura la microestructura dentro de la lámina de acero se reforma y se generan fácilmente carburos a base de hierro particularmente gruesos y las propiedades de la lámina de acero se deterioran. Por lo tanto, este caso no es preferible.
En el documento de patente 12, en la producción de la lámina de acero galvanizada en caliente de la lámina de acero base que contiene Si-Mn-Al, al controlar la temperatura de ingreso y definir la fracción de área de la sección transversal de la capa de aleación formada en la interfaz entre la lámina de acero base y la capa metalizada, se describe la tecnología para mejorar la adhesión de metalización y la soldabilidad por puntos.
En la lámina de acero descrita en el documento de patente 12, se describe que óxidos de Si-Mn afectan de manera adversa la adhesión de metalización. Sin embargo, no se describe en el documento de patente 12 una tecnología para reducir las cantidades de óxidos de Si-Mn hasta comenzar la metalización. Además, en el documento de patente 12, la temperatura a la cual la lámina de acero base ingresa a un baño de metalización se fija para que sea mayor que la temperatura del baño de galvanización en caliente (La temperatura varía dependiendo del contenido de Al del baño de galvanización en caliente, la temperatura a la cual la lámina de acero base ingresa en un baño de metalización se fija para que sea al menos 4 °C más alta que la temperatura del baño de galvanización en caliente y para que sea como máximo 28 °C más alta que la temperatura del baño de galvanización en caliente.), por lo tanto tener en consideración la estabilidad de la temperatura del baño y la uniformidad en las propiedades del producto no es suficiente en algunos casos.
[Documento de la técnica anterior]
[Documento de patente]
[Documento de patente 1] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2008-019465 [Documento de patente 2] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2005-060742 [Documento de patente 3] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° H9-176815 [Documento de patente 4] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2001-026853 [Documento de patente 5] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2002-088459 [Documento de patente 6] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2003-055751 [Documento de patente 7] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2003-096541 [Documento de patente 8] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2005-200750 [Documento de patente 9] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° H11-140587 [Documento de patente 10] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2001-303226 [Documento de patente 11] Solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2005-060743 [Documento de patente 12] Traducción japonesa publicada n.° 2013-541645 de la publicación internacional PCT [Descripción de la invención]
[Problemas a resolver por la invención]
En virtud de las circunstancias que anteceden, un objeto de la presente invención es proporcionar una lámina de acero galvanizada en caliente de alta resistencia excelente en formabilidades de una lámina de acero, que están representadas por ductilidad, plegabilidad y formabilidad de expansión y excelente en resistencia a la fatiga,
soldabilidad, resistencia a la corrosión y adhesión de metalización.
[Medios para resolver el problema]
Los inventores de la presente han llevado a cabo intensas investigaciones para obtener una lámina de acero galvanizada en caliente de alta resistencia excelente en formabilidades de una lámina de acero, representadas por ductilidad, plegabilidad y formabilidad de expansión y excelente en resistencia a la fatiga, soldabilidad, resistencia a la corrosión y adhesión de metalización. Como resultado, los inventores de la presente han mejorado la ductilidad y expansibilidad de orificios (propiedad de expansión) mediante el control de microestructuras de una lámina de acero en una fracción de estructura apropiada. Además, los inventores de la presente han mejorado la plegabilidad y resistencia a la fatiga al controlar una fracción de volumen de una fase dura en el lado de la lámina de acero base de una interfaz entre una capa de metalización y la lámina de acero base. Los inventores de la presente han suprimido el desprendimiento de metalización mediante la formación de una fase Z (FeZni3) en una capa metalizada y mediante la incorporación de un óxido grueso, que actúa como un origen de fractura, en el interior de la misma. Mediante el método indicado anteriormente, los inventores de la presente han hallado que se puede obtener una lámina de acero galvanizada en caliente excelente en formabilidades de una lámina de acero representadas por ductilidad, plegabilidad y expansibilidad de orificios (propiedad de expansión) y excelente en resistencia a la fatiga, soldabilidad, resistencia a la corrosión y adhesión de metalización sin someter la capa de metalización a un tratamiento de aleación.
La presente invención se ha completado en función de los hallazgos y se define en las reivindicaciones. Además, se describe lo siguiente:
(1) Una lámina de acero galvanizada en caliente según un aspecto de la presente invención, es una lámina de acero galvanizada en caliente que comprende: una lámina de acero base; y
una capa galvanizada en caliente formada en al menos una superficie de la lámina de acero base, en donde: la lámina de acero base incluye una composición química que comprende, en % de masa,
C: de 0.040 % a 0.280 %,
Si: de 0.05 % a 2.00 %,
Mn: de 0.50 % a 3.50 %,
P: de 0.0001 % a 0.1000 %,
S: de 0.0001 % a 0.0100 %,
Al: de 0.001 % a 1.500 %,
N: de 0.0001 % a 0.0100 %,
O: de 0.0001 % a 0.0100%, y
un resto de Fe e impurezas.
en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base, por fracción de volumen, 40 % o más y 97 % o menos de una fase de ferrita, un total de 3 % o más de una estructura dura que comprende una o más de una fase de bainita, una fase de ferrita bainítica, una fase de martensita fresca y una fase de martensita revenida, una fase de austenita residual es de 0 a 8 % por fracción de volumen, un total de una fase de perlita y una fase de cementita gruesa es de 0 a 8 % por fracción de volumen, en un intervalo de capa superficial de 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero desde una interfaz entre la capa galvanizada en caliente y la lámina de acero base, una fracción de volumen de una austenita residual es de 0 a 3 %, la lámina de acero base incluye una microestructura en la que V1/V2 que es una relación de una fracción de volumen V1 de la estructura dura en el intervalo de la capa superficial y una fracción de volumen V2 de la estructura dura en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrada en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base es de 0.10 o más y de 0.90 o menos, un contenido de Fe es de más de 0 % a 5.0 % o menos y un contenido de Al es de más de 0 % a 1.0 % o menos en la capa galvanizada en caliente, y se incluyen granos columnares formados de una fase Z en la capa galvanizada en caliente, una relación ((A7A)*100) de una interfaz (A*) entre la fase Z y la lámina de acero base en una interfaz entera (A) entre la capa metalizada galvanizada en caliente y la lámina de acero base es de 20 % o más, una capa refinada se forma en el lado de la interfaz en la lámina de acero base, un espesor promedio de la capa refinada es de 0.1 a 5.0 pm, un tamaño de grano promedio de ferrita en la capa refinada es de 0.1 a 3.0 pm, están contenidos uno o dos o más de los óxidos de Si y Mn y un tamaño máximo del óxido es de 0.01 a 0.4 pm.
(2) La lámina de acero galvanizada en caliente según el punto anterior (1), en donde la lámina de acero base contiene además, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de
Ti: de 0.001 % a 0.150 %,
Nb: de 0.001 % a 0.100 %, y
V: 0.001 % a 0.300 %.
(3) La lámina de acero galvanizada en caliente según los puntos anteriores (1) o (2), en donde la lámina de acero base contiene, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de
Cr: de 0.01 % a 2.00 %,
Ni: de 0.01 % a 2.00 %,
Cu: de 0.01 % a 2.00 %,
Mo: de 0.01 % a 2.00 %,
B: de 0.0001 % a 0.0100 %, y
W: 0.01 % a 2.00 %.
(4) La lámina de acero galvanizada en caliente según cualquiera de los puntos anteriores (1) a (3), en donde la lámina de acero base contiene, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM en una cantidad total de 0.0001 % a 0.0100 %.
(5) La lámina de acero galvanizada en caliente según cualquiera de los puntos anteriores (1) a (4), en donde una relación de una interfaz formada entre granos Z en los que están presentes óxidos gruesos y la lámina de acero base en una interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base en la capa galvanizada en caliente es de 50 % o menos. (6) La lámina de acero galvanizada en caliente según cualquiera de los puntos anteriores (1) a (5), en donde una cantidad metalizada en una superficie de la lámina de acero base en la lámina de acero galvanizada en caliente es de10 g/m2 o más y 100 g/m2 o menos.
[Efectos de la invención]
Según los aspectos anteriores de la presente invención, es posible proporcionar una lámina de acero galvanizada en caliente excelente en formabilidad, resistencia a la fatiga, soldabilidad, resistencia a la corrosión y adhesión de metalización.
[Breve descripción de los dibujos]
La Figura 1 es una micrografía de estructura ampliada de las proximidades de un área que incluye una interfaz entre una capa galvanizada en caliente y una lámina de acero base en la sección transversal de una lámina de acero galvanizada en caliente según una realización.
La Figura 2 es una micrografía de estructura de sección transversal ampliada de las proximidades de un área que incluye una interfaz entre una capa galvanizada en caliente y una lámina de acero base en la sección transversal de una lámina de acero galvanizada en caliente según un ejemplo.
[Realizaciones de la invención]
Una lámina de acero galvanizada en caliente según la realización es una lámina de acero galvanizada en caliente como se define en la reivindicación 1, en donde una capa galvanizada en caliente (en adelante mencionada también como una capa metalizada simplemente) se forma en una superficie de una lámina de acero base (en adelante también mencionada como una lámina de acero simplemente) que incluye una composición química que comprende, en % de masa, C: de 0.040 % a 0.280 %, Si: de 0.05 % a 2.00 %, Mn: de 0.50 % a 3.50 %, P: de 0.0001 % a 0.1000 %, S: de 0.0001 % a 0.0100 %, Al: de 0.001 % a 1.500 %, N: de 0.0001 % a 0.0100 %, O: de 0.0001 % a 0.0100 % y un resto de Fe e impurezas.
Es apropiado que el espesor de la lámina de acero base sea de 0.6 mm o más y menos de 5.0 mm. Cuando el espesor de la lámina de acero base es menos de 0.6 mm, es difícil mantener la forma de la lámina de acero base plana y el espesor no es apropiado. Además, cuando el espesor de la lámina de acero base es 5.0 mm o más, el control de enfriamiento en un proceso de producción será difícil, no se obtiene una microestructura predeterminada y la formabilidad se deteriora.
En primer lugar, se describirán a continuación los componentes químicos (composición) de la lámina de acero base que constituye la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización. En la siguiente descripción, el término «%» significa «% de masa».
[C: de 0.040 % a 0.280 %]
C se agrega para mejorar la resistencia de la lámina de acero base. Sin embargo, cuando el contenido de C es de
más de 0.280 % la soldabilidad por puntos se deteriora. Por lo tanto, el contenido de C es de 0.280 % o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad por puntos, el contenido de C es preferiblemente de 0.250 % o menos y más preferiblemente de 0.220 % o menos. Por otra parte, cuando el contenido de C es menor que 0.040 %, la resistencia se deteriora y por lo tanto es difícil asegurar una resistencia a la tracción máxima suficiente. Por lo tanto, el contenido de C es de 0.040 % o más. Para aumentar aún más la resistencia, el contenido de C es preferiblemente de 0.055 % o más y más preferiblemente de 0.070 % o más.
[Si: de 0.05 % a 2.00 %]
Si es un elemento que suprime la formación de carburos a base de hierro en la lámina de acero base y mejora la resistencia y formabilidad. Sin embargo, Si es un elemento que hace que el acero sea frágil. Cuando el contenido de Si es más de 2.00 %, se produce fácilmente un problema tal como el agrietamiento de una placa de colada o similar. Por lo tanto, el contenido de Si es de 2.00 % o menos. Además, Si forma óxidos en la superficie de la lámina de acero base en una etapa de recocido que obstaculizan significativamente la adhesión de metalización. Desde este punto de vista, el contenido de Si es preferiblemente de 1.500 % o menos y más preferiblemente de 1.200 % o menos. Por otra parte, cuando el contenido de Si es menos de 0.05 %, en una etapa de metalización para la lámina de acero galvanizada en caliente, se forma una gran cantidad de carburos a base de hierro gruesos y la resistencia y formabilidad se deterioran. Por lo tanto, el contenido de Si es de 0.05 % o más. Desde el punto de vista de la supresión de la formación de carburos a base de hierro, el contenido de Si es preferiblemente de 0.10% o más y más preferiblemente de 0.25 % o más.
[Mn: de 0.50 % a 3.50 %]
Mn se agrega para aumentar la resistencia mediante el aumento de la templabilidad de la lámina de acero base. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es más de 3.50 %, se genera una parte con concentración de Mn grueso en la parte central del espesor de la lámina de acero base y se produce fácilmente la fragilización. Por lo tanto, se produce fácilmente un problema como el agrietamiento de una placa de colada. Por lo tanto, el contenido de Mn es de 3.50 % o menos. Además, un aumento en el contenido de Mn da como resultado el deterioro de la soldabilidad por puntos de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por esta razón, el contenido de Mn es preferiblemente de 3.00 % o menos y más preferiblemente de 2.80 % o menos. Por otra parte, cuando el contenido de Mn es menor que 0.50 %, se forma una gran cantidad de estructura blanda durante el enfriamiento después del recocido y por lo tanto es difícil asegurar una resistencia a la tracción máxima lo suficientemente alta. Por consiguiente, es necesario que el contenido de Mn sea de 0.50 % o más. Para aumentar aún más la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente, el contenido de Mn es preferiblemente de 0.80 % o más y más preferiblemente de 1.00 % o más.
[P: de 0.0001 % a 0.1000 %]
P es un elemento que hace frágil al acero y cuando el contenido de P es más de 0.1000 %, se producen fácilmente problemas tales como el agrietamiento de una placa de colada y agrietamiento de una placa durante el laminado en caliente. Por lo tanto, el contenido de P es de 0.1000 % o menos. Además, P es un elemento que produce la fragilización de una parte fundida por soldadura por puntos, y el contenido de P es preferiblemente de 0.0400 % o menos y más preferiblemente de 0.0200 % o menos de manera de obtener suficiente resistencia de la unión soldada. Por otro lado, un contenido de P de menos de 0.0001 % da como resultado un costo de producción considerablemente aumentado. Por lo tanto, es preferible que el contenido de P tenga un límite inferior de 0.0001 % y que el contenido de P sea de 0.0010 % o más.
[S: de 0.0001 % a 0.0100 %]
S es un elemento que está limitado a Mn y forma MnS grueso y la formabilidad como la ductilidad, la expansibilidad de orificios (propiedad de expansión) y la plegabilidad se deteriora. Por lo tanto, el contenido de S es de 0.0100 % o menos. Además, S es un elemento que deteriora la soldabilidad por puntos. Por lo tanto, el contenido de S es preferiblemente de 0.0060 % o menos y más preferiblemente de 0.0035 % o menos. Por otro lado, un contenido de S de menos de 0.0001 % da como resultado un costo de producción considerablemente aumentado. Por lo tanto, es preferible que el contenido de S tenga un límite inferior de 0.0001 % y que el contenido de S sea de 0.0005 % o más y más preferiblemente de 0.0010 % o más.
[Al: de 0.001 % a 1.500 %]
Al es un elemento que hace que el acero sea frágil. Cuando el contenido de Al es de más de 1.500 %, se produce fácilmente un problema tal como el agrietamiento de una placa de colada y por lo tanto el contenido de Al es de 1.500 % o menos. Además, cuando se aumenta el contenido de Al, se deteriora la soldabilidad por puntos y por lo tanto el contenido de Al es más preferiblemente de 1.200 % o menos y aún más preferiblemente de 1.000 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Al no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Al es una impureza inevitable presente en la materia prima en una cantidad muy pequeña y un contenido de Al de menos de 0.001 % da como resultado un costo de producción considerablemente aumentado. Por lo tanto, el contenido de Al es de 0.001 % o más. Además, Al es un elemento que es eficaz como material de desoxidación pero para obtener un efecto de desoxidación suficiente, el contenido de Al es más preferiblemente de 0.010 % o más.
[N: de 0.0001 % a 0.0100 %]
Dado que N es un elemento que forma un nitruro grueso y deteriora la formabilidad tal como la ductilidad, expansibilidad de orificios (propiedad de expansión) y plegabilidad, es necesario que se suprima la cantidad de N agregado. Cuando el contenido de N es más de 0.0100 %, el deterioro de la formabilidad es significativo y por lo tanto el límite superior del contenido de N es de 0.0100 %. Además, una cantidad excesiva de N produce la generación de sopladuras al momento de soldar y cuanto menor sea su contenido es mejor. Desde este punto de vista, el contenido de N es preferiblemente de 0.0070 % o menos y más preferiblemente de 0.0050 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de N no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, un contenido de N de menos de 0.0001 % da como resultado un costo de producción considerablemente aumentado. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de N es de 0.0001 % o más. El contenido de N es preferiblemente de 0.0003 % o más y más preferiblemente 0.0005 % o más.
[O: de 0.0001 % a 0.0100 %]
Dado que O forma un óxido y deteriora la formabilidad tal como la ductilidad, expansibilidad de orificios (propiedad de expansión) y plegabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente, es necesario suprimir su contenido. Cuando el contenido de O es más de 0.0100 %, el deterioro de la formabilidad es significativo y por lo tanto el límite superior del contenido de O es 0.0100%. Además, el contenido de O es preferiblemente de 0.0050 % o menos y más preferiblemente de 0.0030 % o menos. Incluso aunque el límite inferior del contenido de O no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, un contenido de O de menos de 0.0001 % da como resultado un costo de producción considerablemente aumentado. Por lo tanto, el límite inferior del mismo es de 0.0001 %. El contenido de O es preferiblemente de 0.0003 % o más y más preferiblemente de 0.0005 % o más.
Además, los siguientes elementos pueden agregarse opcionalmente a la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización.
En primer lugar, la lámina de acero base según la realización puede contener además uno o dos o más seleccionados de Ti: de 0.001 % a 0.150 %, Nb: de 0.001 % a 0.100 %, y V: 0.001 % a 0.300%.
[Ti: de 0.001% a 0.150%]
Ti es un elemento que contribuye a aumentar la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente mediante fortalecimiento de precipitado, fortalecimiento de grano fino debido a la supresión del crecimiento de grano de ferrita y fortalecimiento de dislocaciones a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es mayor que 0.150 %, la cantidad de carbonitruros precipitados aumenta y se deteriora la formabilidad. Por lo tanto, el contenido de Ti es preferentemente de 0.150 % o menos. Además, desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de Ti es más preferentemente de 0.080 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Ti no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de Ti, el contenido de Ti es preferiblemente de 0.001 % o más. De manera de lograr una resistencia más alta de la lámina de acero galvanizada en caliente, el contenido de Ti es más preferiblemente de 0.010 % o más.
[Nb: de 0.001 % a 0.100%]
Nb es un elemento que contribuye a aumentar la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente mediante fortalecimiento de precipitado, fortalecimiento de grano fino debido a la supresión del crecimiento de grano de ferrita y fortalecimiento de dislocaciones a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Nb es mayor que 0.100%, la cantidad de carbonitruros precipitados aumenta y se deteriora la formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por lo tanto, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0.100 % o menos. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0.060 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Nb no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de Nb, el contenido de Nb es preferiblemente de 0.001 % o más. De manera de lograr una resistencia más alta de la lámina de acero galvanizada en caliente, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0.005 % o más.
[V: de 0.001 % a 0.300 %]
V es un elemento que contribuye a aumentar la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente mediante fortalecimiento de precipitado, fortalecimiento de grano fino debido a la supresión del crecimiento de grano de ferrita y fortalecimiento de dislocaciones a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de V es mayor que 0.300 %, la cantidad de carbonitruros precipitados aumenta y se deteriora la formabilidad. Por lo tanto, el contenido de V es preferiblemente de 0.300 % o menos y más preferiblemente de 0.200 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de V no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de V, el contenido de V es preferiblemente de 0.001 % o más y más preferiblemente de 0.010 % o más.
Además, la lámina de acero base según la realización puede contener uno o dos o más seleccionados de Cr: de 0.01
a 2.00 %, Ni: de 0.01 % a 2.00 %, Cu: de 0.01 % a 2.00 %, Mo: de 0.01 % a 2.00 %, B: de 0.0001 a 0.0100 %, y W: de 0.01 % a 2.00 %.
[Cr: de 0.01 % a 2.00 %]
Cr es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura alta y es eficaz para el alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando el contenido de Cr es más de 2.00 %, se obstaculiza la aptitud para el moldeo en caliente y se deteriora la productividad. Por lo tanto, el contenido de Cr es preferiblemente de 2.00 % o menos y más preferiblemente de1.20 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Cr no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de Cr, el contenido de Cr es preferiblemente de 0.01 % o más y más preferiblemente 0.10 % o más.
[Ni: de 0.01 % a 2.00 %]
Ni es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura alta y es eficaz para el alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando un contenido de Ni es de más de 2.00 %, se obstaculiza la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de Ni es preferiblemente de 2.00 % o menos y más preferiblemente de 1.20 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Ni no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de Ni, el contenido de Ni es preferiblemente de 0.01 % o más y más preferiblemente 0.10 % o más.
[Cu: de 0.01 % a 2.00 %]
Cu es un elemento que existe como finas partículas en el acero para de ese modo mejorar la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando el contenido de Cu es de más de 2.00 %, se obstaculiza la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de Cu es preferiblemente de 2.00 % o menos y más preferiblemente 1.20 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Cu no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente mediante la adición de Cu, el contenido de Cu es preferiblemente de 0.01 % o más y más preferiblemente 0.10 % o más.
[Mo: de 0.01 % a 2.00 %]
Mo es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura alta y es eficaz para el alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando el contenido de Mo es de más de 2.00 %, se obstaculiza la aptitud para el moldeo en caliente y se deteriora la productividad. Por lo tanto, el contenido de Mo es preferiblemente de 2.00 % o menos y más preferiblemente de 1.20 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de Mo no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de Mo, el contenido de Mo es preferiblemente de 0.01 % o más y más preferiblemente de 0.05 % o más.
[B: de 0.0001 % a 0.0100 %]
B es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura alta y es eficaz para el alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando el contenido de B es más de 0.0100%, se obstaculiza la aptitud para el moldeo en caliente y se deteriora la productividad. Por lo tanto, el contenido de B es preferentemente de 0.0100 % o menos. Desde el punto de vista de la productividad, el contenido de B es más preferiblemente de 0.0050 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de B no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de B, el contenido de B es preferiblemente de 0.0001 % o más. De manera de lograr una alta resistencia adicional de la lámina de acero galvanizada en caliente, el contenido de B es más preferiblemente de 0.0005 % o más.
[W: de 0.01 % a 2.00 %]
W es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura alta y es eficaz para el alto fortalecimiento de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede agregarse en lugar de parte de C y/o Mn. Sin embargo, cuando el contenido de W es más de 2.00 %, se obstaculiza la aptitud para el moldeo en caliente y se deteriora la productividad. Por lo tanto, el contenido de W es preferiblemente de 2.00 % o menos y más preferiblemente de1.20 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de W no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de alto fortalecimiento mediante la adición de W, el contenido de W es preferiblemente de 0.01 % o más y más preferiblemente de 0.10 % o más.
La lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización puede contener además,
como otros elementos, uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM en una cantidad total de 0.0001 % a 0.0100 %. Las razones para agregar estos elementos son las siguientes.
Cabe destacar que REM significa Metales de Tierras Raras (por sus siglas en inglés) y hace referencia a un elemento que pertenece a la serie de los lantánidos. En esta realización, se suele agregar REM o Ce en metal de misch y puede contener elementos de la serie de los lantánidos distintos de La y Ce en una forma compleja. Los efectos de la realización se presentan incluso aunque elementos de la serie de los lantánidos distintos de La y Ce estén contenidos en la placa como impurezas. Además, los efectos de la realización se presentan incluso cuando los metales La y Ce se agregan a la placa.
Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM son elementos eficaces para mejorar la formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente, y uno o dos o más de estos elementos pueden agregarse a la placa. Sin embargo, cuando el contenido total de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM es más de 0.0100 %, existe una preocupación de que la ductilidad se vea obstaculizada. Por lo tanto, el contenido de total de los respectivos elementos es preferiblemente de 0.0100 % o menos y más preferiblemente de 0.0070 % o menos. Por otro lado, incluso aunque el límite inferior del contenido de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM no se limita particularmente, se presentan los efectos de la realización. Sin embargo, con el fin de obtener de manera suficiente el efecto de mejorar la formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente, el contenido total de uno o dos o más de los elementos respectivos es preferiblemente de 0.0001 % o más. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido total de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM es más preferiblemente de 0.0010 % o más.
En los componentes químicos de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización, un resto distinto de los elementos respectivos descritos anteriormente incluye Fe e impurezas. A propósito, se permite que una cantidad muy pequeña de cada uno de Ti, Nb, V, Cr, Ni, Cu, Mo, B y W descritos anteriormente que sea menor que el límite inferior descrito anteriormente esté contenida como una impureza. Además, con respecto a Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM, una cantidad mínima que sea menos que el valor de límite inferior descrito anteriormente de su contenido total se permite que esté contenida como una impureza.
Las razones para definir la estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención son las siguientes.
(Microestructura)
La microestructura en la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención es una microestructura en la que, en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base, una fase de ferrita (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una ferrita) es 40 % o más y 97 % o menos por fracción de volumen, una estructura dura que comprende una o más de una fase de bainita (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una bainita), una fase de ferrita bainítica (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una ferrita bainítica), una fase de martensita fresca (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una martensita) y una fase de martensita revenida (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una martensita revenida) es en total 3 % o más por fracción de volumen, una fase de austenita residual (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una austenita residual) es 0 a 8 % por fracción de volumen (incluido 0 %), una fase de perlita (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una perlita) y una fase de cementita gruesa (a la que de aquí en adelante se hace referencia como una cementita) es en total 0 a 8 % por fracción de volumen (incluido 0 %).
[Ferrita]
La Ferrita es una estructura que tiene excelente ductilidad. Sin embargo, dado que la ferrita tiene baja resistencia por ser blanda, no se puede obtener una lámina de acero galvanizada en caliente que tenga suficiente resistencia a la tracción máxima cuando la fracción de volumen de la ferrita es más de 97 %. Por lo tanto, la fracción de volumen de la ferrita es de 97 % o menos. Para mejorar la resistencia a la tracción máxima de la lámina de acero galvanizada en caliente, la fracción de volumen de volumen de la ferrita es preferiblemente de 92 % o menos y más preferiblemente de 85 % o menos. Además, para obtener una lámina de acero galvanizada en caliente que tenga una resistencia a la tracción máxima de más de 950 MPa, la fracción de volumen de la ferrita es preferiblemente de 80 % o menos y más preferiblemente de 70 % o menos. Por otro lado, no se puede obtener suficiente ductilidad cuando la fracción de volumen de la ferrita es menos de 40 %. Por lo tanto, la fracción de volumen de la ferrita es de 40 % o más. La fracción de volumen de la ferrita es preferiblemente de 45 % o más y más preferiblemente de 50 % o más.
[Austenita residual]
La austenita residual es una estructura para mejorar enormemente un equilibrio entre resistencia y ductilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por otro lado, la austenita residual se transforma en martensita dura con la deformación y esta martensita dura actúa como un origen de fractura, y la propiedad de expansión se deteriora. Por lo tanto, un límite superior de la fracción de volumen de la austenita residual es de 8 %. Desde el punto de vista de la formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente, la fracción de volumen de la austenita residual es preferiblemente baja y de 5 % o menos y más preferiblemente de 0 a 3 % (incluido 0 %). La fracción de volumen de la austenita residual de la lámina de acero galvanizada en caliente es preferiblemente inferior y puede ser de 0 %.
[Estructura dura]
De manera de mejorar la resistencia a la tracción máxima de la lámina de acero galvanizada en caliente, es necesario que una fracción de volumen de la estructura dura que comprende una o más de una bainita, una ferrita bainítica, una martensita fresca y una martensita revenida sea en total de 3 % o más. Para mejorar la resistencia a la tracción máxima de la lámina de acero galvanizada en caliente, la fracción de volumen de la estructura dura es preferiblemente de 7 % o más y más preferiblemente de 15 % o más. Por otro lado, dado que la ductilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente se deteriora cuando la fracción de volumen de la estructura dura es excesivamente alta, la fracción de volumen de la estructura dura se limita a 60 % o menos. Desde este punto de vista, la fracción de volumen de la estructura dura es preferiblemente de 55 % o menos y más preferiblemente de 50 % o menos.
[Ferrita bainítica y/o bainita]
La ferrita bainítica y/o bainita son una estructura excelente en un equilibrio entre resistencia y formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente. Es preferible que la ferrita bainítica y/o bainita estén incluidas en 60 % o menos por fracción de volumen, en una estructura de lámina de acero. Además, la ferrita bainítica y/o la bainita son microestructuras que tienen una resistencia medial entre una ferrita blanda y una martensita dura, una martensita revenida y una austenita residual, están más preferiblemente incluidas en 5 % o más y están incluso más preferiblemente incluidas en 10 % o más, en el punto de vista de la propiedad de expansión. Por otro lado, la tensión de fluencia aumenta excesivamente cuando la fracción de volumen de la ferrita bainítica y/o de la bainita son más del 60 %. Por lo tanto, no es preferible porque existe la preocupación de que la propiedad de congelación de forma se deteriore.
[Martensita revenida]
La martensita revenida es una estructura que aumenta considerablemente la resistencia a la tracción de la lámina de acero galvanizada en caliente y puede incluirse en 60 % o menos por fracción de volumen en la estructura de la lámina de acero. Desde el punto de vista de la resistencia a la tracción, es preferible que la fracción de volumen de la martensita revenida sea 5 de % o más. Por otro lado, la tensión de fluencia aumenta excesivamente cuando la fracción de volumen de la ferrita bainítica y/o de la bainita son más del 60 %. Por lo tanto, o es preferible porque existe la preocupación de que la propiedad de congelación de forma se deteriore.
[Martensita fresca]
La martensita fresca aumenta considerablemente la resistencia a la tracción de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por otro lado, la martensita fresca funciona como un origen de fractura y deteriora la propiedad de expansión. Por lo tanto, es preferible que la martensita fresca se incluya en la estructura de lámina de acero en una fracción de volumen de 30 % o menos. Para aumentar la expansibilidad de orificios, la fracción de volumen de la martensita fresca es más preferiblemente de 20 % o menos e incluso más preferiblemente de 10 % o menos.
[Otras microestructuras]
Microestructuras distintas de las microestructuras descritas anteriormente, tales como perlita y/o cementita gruesa, pueden incluirse en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención. Sin embargo, la ductilidad se deteriora cuando el contenido de la perlita y/o la cementita gruesa de la estructura de lámina de acero de la lámina de acero galvanizada en caliente aumenta. Desde este punto de vista, una fracción de volumen de la perlita y/o la cementita gruesa en la estructura de lámina de acero es de 8 % o menos en total. Un total del contenido de la perlita y/o la cementita gruesa es preferiblemente de 5 % o menos.
Además, en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención, la fracción de volumen de la austenita residual se limita a 3 % o menos en un intervalo de capa superficial que se origina desde una interfaz entre una capa metalizada y una lámina de acero base (acero base) y que tiene una profundidad de 20 pm en una dirección de la lámina de acero. Y además, una fracción de volumen «V1» de la estructura dura en el intervalo de capa superficial está en un intervalo de 0.10 a 0.90 veces de una fracción de volumen «V2» de la estructura dura en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado a una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base.
[Austenita residual en la proximidad de la interfaz de la capa metalizada y el acero base]
La austenita residual de la proximidad de la interfaz de la capa metalizada de la lámina de acero galvanizada en caliente y la lámina de acero base se transforma en martensita dura con la deformación y actúa como un origen de fractura en el momento de la deformación por flexión en la que se agrega una gran tensión en la proximidad de una superficie de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por lo tanto, la austenita residual en la proximidad de la interfaz de la capa metalizada de la lámina de acero galvanizada en caliente y la lámina de acero base es una estructura que influye en el deterioro de la plegabilidad y resistencia a la fatiga. Desde este punto de vista, es necesario que la fracción de volumen de la austenita residual se limite a 0 a 3 % (incluido 0 %) en un intervalo de capa superficial que se origina desde una interfaz entre una capa metalizada y una lámina de acero base (acero base) y que tiene una profundidad de 20 pm en una dirección de lámina de acero. La fracción de volumen de la austenita residual en el
intervalo de capa superficial anterior es preferiblemente inferior y puede ser de 0 %.
[Estructura dura en la proximidad de la interfaz de la capa metalizada y el acero base]
La estructura dura en la proximidad de la interfaz de la capa metalizada de la lámina de acero galvanizada en caliente y la lámina de acero base (acero base) es una estructura que mejora la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente en su superficie, mejora considerablemente la resistencia límite de fatiga e influye en la mejora de la resistencia a la fatiga. Desde este punto de vista, cuando una fracción de volumen de la estructura dura en un intervalo de capa superficial que se origina en una interfaz entre una capa metalizada y una base de acero y que tienen 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero se establece como «V1» y una fracción de volumen total en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado a una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base se establece como «V2», V1/V2 que es una relación de estos se establece para que sea 0.10 o más, y es necesaria para mejorar de manera suficiente la resistencia de la lámina de acero galvanizada en caliente en su superficie. Para mejorar la resistencia a la fatiga lo suficiente, V1/V2 es preferiblemente 0.20 o más, más preferiblemente 0.30 o más e incluso más preferiblemente 0.40 o más. Por otro lado, la plegabilidad puede mejorarse mediante el control de una fracción de la estructura dura en un intervalo de capa superficial que se origina a partir de una interfaz entre una capa metalizada y un acero base y que tiene 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero en cierta medida y disminuyendo la resistencia de la proximidad de la superficie de la lámina de acero galvanizada en caliente y mejorando parcialmente la ductilidad. Desde este punto de vista, de modo de obtener una buena plegabilidad, V1/V2 es 0.90 o menos, preferiblemente 0.85 o menos y más preferiblemente 0.80 o menos.
Además, en el intervalo de capa superficial que se origina desde una interfaz entre una capa metalizada de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización y un acero base y que tiene 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero, pueden contenerse límites de grano BCC de Fe y/u óxidos finos incluidos Si y/o Mn en granos. La formación de óxidos que incluyen Si y/o Mn puede suprimirse en la superficie de la lámina de acero que actúa como el origen de desprendimiento de la capa metalizada, la interfaz entre la capa metalizada y la lámina de acero base en otras palabras, mediante la formación anticipada de óxidos finos dentro de la lámina de acero en el intervalo de capa superficial de la misma.
La fracción de volumen de cada estructura contenida en la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención puede medirse mediante el método, por ejemplo, descrito a continuación.
La fracción de volumen de cada una de ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita revenida, martensita fresca, perlita y cementita gruesa incluida en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero galvanizada en caliente según la presente invención se determina como se describe a continuación. La sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero se establece como una sección observada y se recoge una muestra, y la sección observada de la muestra se pule y se graba con nital. El intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado a la posición de 1/4 del espesor desde la superficie de la lámina de acero base o el intervalo que se origina desde una interfaz entre una capa metalizada y una lámina de acero base (acero base) y que tiene 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero se observan respectivamente con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM, por sus siglas en inglés) para medir las fracciones de área de las estructuras y estas fracciones de área pueden considerarse como las fracciones de volumen de las estructuras respectivas. Sin embargo, cuando la capa metalizada es eliminada mediante el grabado con nital, una superficie de la muestra puede considerarse como la interfaz entre la capa metalizada y el acero base.
La fracción de volumen de austenita residual incluida en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización se evalúa mediante realización de análisis de orientación de cristales de alta resolución según método EBDS (por las siglas en inglés de difracción de electrones por retrodispersión) mediante el uso de un FE-SEM.
En primer lugar, una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado se somete a pulido especular, en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado a la posición de 1/4 del espesor desde la superficie de la lámina de acero base o en el intervalo que se origina a desde la interfaz entre la capa metalizada y el acero base y que tiene 20 pm de profundidad en una dirección de lámina de acero respectivamente, una etapa de observación se establece para que sea de 0.15 pm o menos, y se observan orientaciones de cristales en un intervalo de 10000 pm2 o más en total. Cada punto de observación se determina si es acero de BCC (por las siglas en inglés de cúbico centrado en el cuerpo) o acero de FCC (por las siglas en inglés de cúbico centrado en las caras), un punto determinado como acero FCC se establece como austenita residual y se mide una fracción de área de la austenita residual. Esta fracción de área puede considerarse como la fracción de volumen. La fracción de área y la fracción de volumen son equivalentes cuando se observa un intervalo amplio suficiente, en el caso anterior, la fracción de área de la austenita residual puede considerarse como la fracción de volumen de la misma al observar orientaciones de cristales en el intervalo de 10000 pm2 o más en total.
La lámina de acero galvanizada en caliente según la realización tiene una capa refinada en la lámina de acero base en un lado de contacto de interfaz con la capa metalizada. Una parte de la capa refinada que está cerca de la capa metalizada entra en contacto directo con la capa metalizada. La capa refinada es una región que existe en una capa
más exterior de la lámina de acero base y la capa refinada es una región en la que el tamaño de grano promedio de fase de ferrita que constituye la capa refinada es 1/2 o menos del tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa inferior de la capa refinada de la lámina de acero base. El límite en el cual el tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa refinada es mayor que 1/2 del tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa inferior de la misma se define como un límite entre la capa refinada y la capa inferior de la misma.
La capa refinada está en contacto directo con la interfaz entre la lámina de acero base y la capa galvanizada en caliente. El espesor promedio de la capa refinada es de 0.1 a 5.0 pm. El tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa refinada es de 0.1 a 3.0 pm. La capa refinada contiene uno o dos o más óxidos de Si y Mn y el tamaño máximo del óxido es de 0.01 a 0.4 pm.
Cuando el espesor promedio de la capa refinada es 0.1 pm o más, la extensión o generación de grietas se suprime al momento de trabajar la lámina de acero galvanizada en caliente. Por lo tanto, el espesor promedio de la capa refinada es de 0.1 pm o más y es preferiblemente de 1 pm. Además, cuando el espesor promedio de la capa refinada es de 5.0 pm o menos, se puede procesar la formación mientras que se suprime la aleación excesiva en un baño de metalización. Por consiguiente, es posible impedir el deterioro de la adhesión de metalización causado por un contenido de Fe excesivo en la capa metalizada. Por esta razón, el espesor promedio de la capa refinada es de 5.0 pm o menos y preferiblemente de 3.0 pm o menos.
Cuando el tamaño de grano promedio de la ferrita de la capa refinada es de 0.1 pm o más, la extensión o generación de grietas se suprime al momento de trabajar la lámina de acero galvanizada en caliente. Por lo tanto, el tamaño de grano promedio de la ferrita de la capa refinada es de 0.1 pm o más y es más preferiblemente de 1 pm o más. Además, cuando el tamaño de grano promedio de la ferrita de la capa refinada es mayor que 3.0 pm, el efecto de suprimir la extensión o generación de grietas es limitativo. Por lo tanto, el tamaño de grano promedio de la ferrita de la capa refinada es de 3.0 pm o menos y preferiblemente 2.0 pm o menos.
Ejemplos de uno o dos o más de óxidos de Si y Mn contenidos en la capa refinada incluyen uno o dos o más seleccionados de SiO2, Mn2SiO, MnSiO3 , Fe2SiO4 , FeSiOay MnO.
Cuando el tamaño máximo de uno o dos o más de óxidos de Si y Mn contenidos en la capa refinada es de 0.01 pm o más, se puede formar la capa metalizada en la que la formación de una fase Z se produce suficientemente con la formación de una capa refinada. El tamaño máximo del óxido es preferiblemente de 0.05 pm o más. Además, puede formarse la capa refinada en la cual el tamaño máximo del óxido es de 0.4 pm o menos mientras que se suprime la aleación excesiva de la capa metalizada. Además, cuando el tamaño máximo de los óxidos anteriores es de 0.4 pm o menos, se puede procesar la formación mientras que se suprime la aleación excesiva de la capa metalizada. Por consiguiente, es posible impedir el deterioro de la adhesión de metalización causado por un contenido de Fe excesivo en la capa metalizada con una formación de la capa metalizada. El tamaño máximo del óxido es preferiblemente de 0.2 pm o menos.
El espesor promedio de la capa refinada y el tamaño de grano promedio de la ferrita de la capa refinada se miden según el método descrito a continuación. Una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base se establece como una sección observada y se recoge una muestra de la lámina de acero galvanizada en caliente. La sección observada de la muestra se procesa mediante el uso de CP (por las siglas en inglés de pulidor de sección transversal) y una imagen de electrones retro dispersados se observa con un aumento de 5.000 con FE-SEM (microscopio electrónico de barrido de emisión de campo) para medición.
El tamaño máximo de uno o dos o más de óxidos de Si y Mn contenidos en la capa refinada se mide según el método descrito a continuación. Una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base se establece como una sección observada y se recogen muestras de la lámina de acero galvanizada en caliente.
La sección observada de cada muestra se procesa con FIB (por las siglas en inglés de haz de iones focalizados) para preparar muestras de película delgada. Posteriormente, cada muestra de película delgada se observa con FE-TEM (microscopio electrónico de barrido de emisión de campo) con un aumento de 30,000. Cada muestra de película delgada se observa en cinco campos visuales y el tamaño máximo de diámetro del óxido medido en todo el campo visual se establece como el tamaño máximo del óxido en la muestra de película delgada.
[Capa metalizada]
La lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención es una lámina de acero galvanizada en caliente en la que una capa galvanizada en caliente se forma en una superficie de una lámina de acero base.
En la realización de la presente invención, un contenido de Fe es de más de 0 % a 5.0 % o menos y un contenido de Al es de más de 0 % a 1.0 % o menos en la capa galvanizada en caliente. Además, la capa galvanizada en caliente puede contener uno o dos o más de Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr y REM o uno o dos o más de estos elementos se mezclan en la capa galvanizada en caliente. Incluso cuando la capa galvanizada en caliente contiene uno o dos o más de estos elementos o uno o dos o más de estos elementos están mezclados en la capa galvanizada en caliente como se describe anteriormente, los
efectos de la realización no se deterioran y a veces existe un caso preferible en el que la resistencia a la corrosión y la aptitud para el moldeo mejoran, dependiendo del contenido del elemento.
Además, la capa galvanizada en caliente incluye granos columnares formados de una fase Z y 20 % o más de la misma está cubierta con una fase Z en la interfaz completa entre la capa metalizada y el acero base. Por lo tanto, la relación ((A*/A)*100) de la interfaz (A*) entre la fase anterior Z y la lámina de acero base es 20 % o más en la interfaz completa (A) entre la capa metalizada galvanizada en caliente y la lámina de acero base. Además, una cantidad metalizada en una superficie de la lámina de acero base en la capa galvanizada en caliente es de10 g/m2 o más y 100 g/m2 o menos.
[Contenido de Fe en capa galvanizada en caliente; 0.5 % o más a 5.0 % o menos]
Dado que la adhesión de metalización se deteriora cuando el contenido de Fe en la capa galvanizada en caliente es más alto, es necesario que el contenido de Fe sea de 0.5 % o más a 5.0 % o menos. Para mejorar aún más la adhesión de metalización, el contenido de Fe en la capa metalizada es preferiblemente de 4.0 % o menos y más preferiblemente de 3 % o menos. El límite inferior del contenido de Fe en la capa metalizada no se limita. Sin embargo, cuando el contenido de Fe es menos de 0.5 %, dado que la cantidad de fase Z requerida para mejorar la adhesión no se obtiene lo suficiente en algunos casos, el contenido de Fe en la capa metalizada es de 0.5 % o más y preferiblemente 1.0 % o más.
[Contenido de Al en capa galvanizada en caliente: 0.01 % o más a 1.0 % o menos]
Dado que la adhesión de metalización se deteriora cuando el contenido de Al en la capa galvanizada en caliente es más alto, es necesario que el contenido de Al sea de 0.01% o más a 1.0% o menos. Para mejorar aún más la adhesión de metalización, el contenido de Al en la capa metalizada es preferiblemente de 0.8 % o menos y más preferiblemente de 0.5% o menos. El límite inferior del contenido de Al en la capa metalizada no se limita. Sin embargo, de manera de establecer el contenido de Al en menos de 0.01 %, se requiere que la concentración de Al en un baño de metalización se reduzca extremadamente. Cuando la concentración de Al en un baño de metalización se reduce extremadamente, la aleación de la capa metalizada se produce excesivamente y por lo tanto el contenido de Fe en la capa metalizada aumenta. Y por lo tanto, la adhesión de metalización se deteriora. Por esta razón, el contenido de Al en la capa metalizada es de 0.01 % o más. Desde este punto de vista, el contenido de Al en la capa metalizada es preferiblemente de 0.05 % o más.
Además, la capa galvanizada en caliente puede contener uno o dos o más de Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr y REM o uno o dos o más de estos elementos se mezclan en la capa galvanizada en caliente. Incluso cuando la capa galvanizada en caliente contiene uno o dos o más de estos elementos o uno o dos o más de estos elementos están mezclados en la capa galvanizada en caliente como se describe anteriormente, los efectos de la realización no se deterioran y a veces existe un caso preferible en el que la resistencia a la corrosión y la aptitud para el moldeo mejoran, dependiendo del contenido del elemento.
[Fase Z]
La Figura 1 indica una micrografía de estructura ampliada de una sección transversal de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización. Como se muestra en la Figura 1, la capa galvanizada en caliente de la realización es una capa metalizada sobre la superficie de la lámina de acero base (acero base), e incluye granos columnares formados por una fase Z (FeZn13) de una aleación de Fe y Zn. Particularmente, en la capa galvanizada en caliente de la realización, la relación ((A*/A)*100) de la interfaz (A*) de la fase Z en contacto con la lámina de acero base es de 20 % o más en la interfaz completa (A) entre la capa metalizada galvanizada en caliente y la lámina de acero base.
Por consiguiente, se incorporan óxidos gruesos que incluyen Si y/o Mn, que actúan como el origen de desprendimiento, y que tienen un eje mayor de 0.2 pm o más en la fase Z de la superficie de la lámina de acero base. Esto hace que los óxidos gruesos difícilmente funcionen como origen de fractura y, por lo tanto, se mejora la adhesión de la capa metalizada. Desde este punto de vista, la relación de la interfaz entre la fase Z y el acero base con respecto a la interfaz completa entre la capa metalizada y la lámina de acero base es preferiblemente de 25 % o más y más preferiblemente de 30 % o más. El límite superior de la relación de la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base con respecto a la interfaz completa entre la capa metalizada y el acero base no se limita particularmente y puede ser 100 %.
Por otro lado, cuando los óxidos gruesos que incluyen Si y/o Mn y que tienen el eje mayor de 0.2 pm o más no se incorporan a la fase Z y los óxidos gruesos están presentes en la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base, el efecto de mejorar la adhesión de metalización por la fase Z no se puede obtener lo suficiente y no es preferible. Por esta razón, la relación de la interfaz entre granos Z (granos Z que contienen óxidos gruesos) en la que óxidos gruesos están presentes entre los granos Z y la lámina de acero base es preferiblemente de 50 % o menos, y más preferiblemente 35 % o menos, con respecto a la interfaz completa entre la fase Z y la lámina de acero base. Es más preferible que la cantidad de los óxidos gruesos en la interfaz de la lámina de acero base de la fase Z sea más pequeña. En la interfaz completa entre la fase Z y la lámina de acero base, la relación de la interfaz formada entre el grano Z con contenido de óxido grueso y la lámina de acero base en la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base es lo más preferiblemente 0 %.
Cuando el eje mayor de los óxidos que incluyen Si y/o Mn es de 0.2 |jm o más, el agrietamiento iniciado a partir de los óxidos se vuelve notable y cuando el eje mayor de los óxidos es menor que 0.2 jm , los óxidos difícilmente funcionan como un origen de agrietamiento. Esto se debe a que un grado de concentración de tensión varía dependiendo del tamaño del óxido al momento de la deformación de la lámina de acero galvanizada en caliente. Específicamente, a medida que el tamaño de los óxidos aumenta (el eje mayor se vuelve más largo), la tensión se concentra más fácilmente al momento de la deformación y la capa metalizada se desprende más fácilmente.
Además, la capa galvanizada en caliente puede incluir una fase 81 (FeZn7). Sin embargo, de modo de aumentar la fracción de la fase 81, es necesario calentar la lámina de acero base para alear la capa metalizada después de que la lámina de acero base se sumerge en el baño de metalización, y las propiedades de tracción de la lámina de acero base se deterioran debido al calentamiento. Desde este punto de vista, es preferible que la fracción de la fase 81 sea pequeña. Particularmente, la relación de la interfaz de la fase 81 en contacto con la lámina de acero base es preferiblemente de 20 % o menos en la interfaz completa entre la capa metalizada y la lámina de acero base.
La relación de la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base con respecto a la interfaz completa entre la capa metalizada y la lámina de acero base en la realización puede obtenerse de la siguiente manera.
Es decir, una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base se establece como una sección observada y se recoge una muestra de la lámina de acero galvanizada en caliente. La sección observada se somete a pulido especular y se realiza observación hasta que el largo total L de las interfaces observadas entre la capa metalizada y la lámina de acero base alcanza 200 jm o más mediante el uso de un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM). En el mismo campo visual que el campo visual en el que se observa L, los granos que tienen una forma columnar se consideran como la fase Z o la fase 81 y se mide la longitud total L1 de las interfaces entre la fase Z y la fase 81 y la lámina de acero base. Posteriormente, en el mismo campo visual que el campo visual en el que se observa L1, se realiza un análisis de orientación de cristal de alta resolución según método EBSD (difracción de electrones por retrodispersión) mediante el uso de un FE-SEM para identificar la fase 81. Así, se obtiene la longitud total L2 de las interfaces entre la fase 81 y la lámina de acero base. (L1 - L2)/L se considera como la relación de la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base en la interfaz completa entre la capa metalizada y la lámina de acero base.
De la misma manera L2/L se considera como la relación de la interfaz entre la fase 81 y la lámina de acero base en la interfaz completa entre la capa metalizada y la lámina de acero base.
La fase Z y la fase 81 pueden identificarse según métodos distintos del método EBSD indicado anteriormente. Por ejemplo, la fase Z y la fase 81 pueden determinarse en función de una diferencia en cantidad de Zn mediante mapeo del elemento Zn en la capa metalizada mediante el uso de análisis de microsonda electrónica de emisión de campo (FE-EPMA, por sus siglas en inglés).
Para hacer que la fase Z aparezca clara, la sección observada pude corroerse mediante el uso de un líquido corrosivo tal como nital después de que la muestra se somete a pulido especular.
La presencia de los óxidos gruesos que tienen el eje mayor de 0.2 jm o más se determina, mediante el método indicado anteriormente de realizar la observación SEM de sección transversal, mediante la observación de ejes mayores de óxidos fotografiados.
Los granos Z que contienen óxidos se determinan por una diferencia de tonos, al observar una imagen de electrones retrodispersados (BSE, por sus siglas en inglés) en SEM de una capa de aleación de interfaz. Dado que un número de imágenes de electrones retrodispersados aumenta con el número atómico de un átomo, los óxidos parecen ser más oscuros que los alrededores. Una posición en la que se forma un óxido depende de un punto de condensación de recocido, se forma en el interior de una capa superficial de una lámina de acero no en la superficie de la lámina de acero cuando el punto de condensación es más alto (aproximadamente 0 °C o más). Después de que se forma una capa metalizada, se produce aleación entre la capa metalizada y una lámina de acero base, cuando Fe en la capa superficial de la lámina de acero base se difunde hacia la capa metalizada, se absorben óxidos a la capa metalizada desde la capa superficial hacia el interior secuencialmente. Además, se miden los ejes mayores de cada uno de los óxidos determinados en la sección observada, y los óxidos que tienen los ejes mayores de 2 jm o más se determinan como óxidos gruesos.
[Cantidad metalizada de galvanización en caliente: 10 a 100 g/m2]
Dado que no se obtiene suficiente resistencia a la corrosión cuando una cantidad metalizada en una superficie de la lámina de acero base de la capa galvanizada en caliente es pequeña, es preferible que la cantidad metalizada de la capa galvanizada en caliente en una superficie de la lámina de acero base sea de 10 g/m2 o más. Desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión, la cantidad metalizada es más preferiblemente de 20 g/m2 o más e incluso más preferiblemente 30 g/m2 o más. Por otro lado, cuando la cantidad metalizada de la capa metalizada es grande, el desgaste de los electrodos es significativo al momento de realizar la soldadura por puntos, y se produce reducción de un diámetro de pepita de soldadura o deterioro de resistencia de la junta soldada al momento de realizar de forma continua la soldadura por puntos. Por lo tanto, la cantidad metalizada de la capa metalizada es de 100 g/m2 o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad continua, la cantidad metalizada es más preferiblemente de 93 g/m2 o menos
e incluso más preferiblemente de 85 g/m2 o menos.
(Método para producir la lámina de acero galvanizada en caliente)
A continuación, se describirá en detalle el método de fabricación de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización.
El método para producir la lámina de acero metalizada galvanizada en caliente según la realización incluye una etapa de laminado en caliente que es una etapa de realizar un laminado en caliente con calentamiento de la placa que incluye las composiciones químicas indicadas anteriormente a 1,080 °C o más y establecer una temperatura de finalización de laminado para que esté en un intervalo de 850 a 980°C para hacer una lámina de acero laminada en caliente y enrollarla como una bobina, y que es una etapa de controlar una temperatura de la etapa de lámina de acero laminada en caliente para satisfacer la Expresión (1), que se describirá más adelante, en una etapa de enfriamiento después de la etapa de laminado en caliente hasta 300 °C, después de un decapado después de la etapa de laminado en caliente, una etapa de laminado en frío de realizar un laminado en frío con una reducción de laminado total de 85 % o menos, una etapa de recocido que incluye calentar a una velocidad de calentamiento promedio de 1.0 °C/segundo o más en un intervalo de 600 °C a 750 °C y con una temperatura de calentamiento máxima en un intervalo de (Ac1+25) °C o más y Ac3 °C o menos, y 750 °C o más, y enfriar a una velocidad de enfriamiento promedio de 0.1 a 5.0 °C/segundo en un intervalo 760 °C a 700 °C y una velocidad de enfriamiento promedio de 1.0 °C/segundo o más en un intervalo de 650 °C a 500 °C, después de la etapa de recocido, una etapa de metalización que es una etapa de galvanización en caliente de la superficie de lámina de acero mediante inmersión de la lámina de acero en un baño de metalización en las condiciones de metalización de una temperatura de lámina de acero de 440 °C a 480 °C y una cantidad de Al efectivo de 0.050 % a 0.180 % de masa en el baño de metalización cuando la lámina de acero ingresa al baño de metalización con una temperatura de baño de metalización de 450 °C a 470 °C, para formar una capa metalizada, y después de la etapa de metalización, una etapa de enfriamiento de enfriar la lámina de acero a 350 °C que satisface la Expresión (2) que se describirá más adelante y una etapa de realización de deformación de flexiónflexión hacia atrás dos veces en total o más mediante el uso de un rodillo con un diámetro de 50 mm a 800 mm después de que la lámina de acero se enfría adicionalmente a 100 °C o menos.
En lo sucesivo, se describirá en detalle cada etapa de producción.
Para producir la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización de la presente invención, primero se produce una lámina de acero base.
Para producir la lámina de acero base, se funde una placa que incluye los componentes químicos (composición) indicados anteriormente.
Para que la placa sea suministrada para laminado en caliente, se puede usar una placa de colada continua o una placa producida por un fundidor de placas finas o similar.
[Etapa de laminado en caliente]
En la etapa de laminado en caliente, de manera de suprimir la anisotropía de orientación de cristales producida por la colada, la temperatura de calentamiento de la placa es preferiblemente de 1,080 °C o superior. La temperatura de calentamiento de la placa es más preferiblemente de 1,150 °C o superior. Por otro lado, el límite superior de la temperatura de calentamiento de la placa no se limita particularmente. Para calentar la placa a más de 1,300 °C, se debe aplicar una gran cantidad de energía, que produce un aumento significativo en el costo de producción. Por lo tanto, la temperatura de calentamiento de la placa es preferiblemente de 1,300 °C o inferior.
Después de calentar la placa, se realiza el laminado en caliente. Cuando la temperatura cuando se completa el laminado (temperatura de finalización de laminado) es más baja que 850°C, la fuerza de reacción de laminado es alta y por lo tanto es difícil obtener de manera estable un espesor predeterminado. Por lo tanto, la temperatura cuando el laminado en caliente se completa es preferiblemente 850 °C o superior y más preferiblemente 870 °C o superior. Por otro lado, para establecer la temperatura cuando se completa el laminado en caliente para que sea superior a 980 °C, en la etapa desde la finalización del calentamiento de la placa a la finalización del laminado, es necesario un dispositivo para calentar la lámina de acero y requiere un costo elevado. Por lo tanto, la temperatura cuando el laminado en caliente se completa es 980 °C o inferior y más preferiblemente 950 °C o inferior.
A continuación, la lámina de acero laminada en caliente que se ha sometido a laminado en caliente se enrolla como una bobina. La velocidad de enfriamiento promedio en el proceso de enfriamiento desde el laminado en caliente hasta el enrollado es preferiblemente de 10 °C/segundo o más. Esto se debe a que cuando se produce la transformación a una temperatura más baja, el tamaño de grano de la lámina de acero laminada en caliente se hace fino y el tamaño de grano efectivo de la lámina de acero base después de laminado en frío y recocido se hace fino.
La temperatura de enrollado de la lámina de acero laminada en caliente es preferiblemente de 450 °C o superior y 650 °C o inferior. Esto se debe a que en la microestructura de la lámina de acero laminada en caliente, se forma perlita y/o cementita gruesa que tienen un eje mayor de 1 pm o más, de una manera dispersa, la tensión introducida mediante laminado en frío se localiza, y se produce transformación inversa a austenita con diversas orientaciones de cristal en
la etapa de recocido. Por lo tanto, la orientación de cristales efectiva de la lámina de acero base después del recocido puede refinarse. Cuando la temperatura de enrollado es inferior a 450 °C, pueden no formarse perlita y/o cementita gruesa y por lo tanto este caso no es preferible. Por otro lado, cuando la temperatura de enrollado es superior a 650 °C, se forman perlita y ferrita en una forma de cinturón alargada en la dirección de laminado y granos efectivos de la lámina de acero base generados a partir de la parte de ferrita después del laminado en frío y recocido tienden a extenderse en la dirección de laminado y a ser gruesos, lo cual no es preferible.
Aquí, en la superficie de la lámina de acero base después de un recocido, de manera de controlar una estructura dura para que esté en una fracción de volumen predeterminada, en la etapa de laminado en caliente, es necesario descarburar adecuadamente de la superficie de la lámina de acero base. El comportamiento de descarburación puede controlarse por un control atmosférico, sin embargo, esto requiere una instalación a gran escala y una gran carga de costo. Por este motivo, en la realización, el comportamiento de descarburación se controla mediante el control de una velocidad de enfriamiento y una temperatura de la lámina de acero, en una sección desde una finalización de un laminado de acabado (finalización de laminado) hasta 300°C.
El control de temperatura de la lámina de acero base se realiza en arreglo en el que la temperatura es Ae 3* o menos que es una temperatura a la cual la fase BCC de Fe en la superficie de la lámina de acero de la cubierta es estable, en una sección desde la finalización de un laminado de acabado hasta 300 °C. Esto se debe a que la descarburación de la fase BCC de Fe se produce más rápido en comparación con la fase FCC que es una fase estable en una temperatura alta. En la realización, cuando la temperatura de la lámina de acero base está en un intervalo de temperatura inferior a 300 °C, las velocidades de difusión de los óxidos son lo suficientemente lentas, puede considerarse que una velocidad de procedimiento de descarburación no influye en el comportamiento de descarburación, un intervalo de temperatura del control de temperatura de la lámina de acero base en la etapa de laminado en caliente es una sección desde la finalización de un laminado de acabado hasta 300 °C.
Ae 3* puede obtenerse mediante la siguiente fórmula.
Ae 3* f°C] = 885 31.7SÍ - 29.3Mn 123.2Al - l8.2Cr - 40.0NÍ - 2I.0Cu
12.6Mo
En la fórmula anterior, C, Si, Mn, Al, Cr, Ni, Cu y Mo respectivamente representan una cantidad de adición [% de masa] de los mismos.
Además, el comportamiento de descarburación de la lámina de acero se controla en un primer período desde la finalización del laminado de acabado hasta el enrollado en una bobina y un segundo período después del enrollado hasta alcanzar la temperatura ambiente respectivamente. Esto se debe a que, se produce una descarburación en la atmósfera en el primer período, se produce una descarburación en el segundo período en una condición en la que las láminas de acero enrolladas entran en contacto y el aire exterior no ingresa, las velocidades de descarburación varían mucho en estos términos.
Específicamente, de modo de descarburar la capa superficial de la lámina de acero de manera adecuada, la temperatura de la lámina de acero se controla para que esté en un intervalo que satisfaga la siguiente Expresión (1) en la etapa de enfriamiento desde la finalización del laminado de acabado hasta 300 °C. La Expresión (1) es una expresión relacionada con un grado de avance del comportamiento de descarburación, el valor más grande de la Expresión (1) indica que la descarburación se produce.
En la Expresión (1), t [segundo] representa el tiempo transcurrido desde la finalización del laminado de acabado, t1 [segundo] representa el tiempo transcurrido desde la finalización del laminado de acabado hasta la temperatura Ae 3*, t2 [segundo] representa el tiempo transcurrido desde la finalización del laminado de acabado hasta el enrollado, t3 [segundo] representa el tiempo transcurrido desde la finalización del laminado de acabado hasta que la temperatura de la lámina de acero alcanza 300 °C. T (t) [°C] representa una temperatura de lámina de acero, Wsí [% de masa] y WMn[% de masa] representan respectivamente cantidades promedio de cada átomo de Si y Mn en la lámina de acero completa. Además, a, p, y, 5 son términos constantes, y son 8.35*10®, 2.20*104, 1.73*101°, 2.64*104 respectivamente.
En la Expresión (1) anterior, el primer término integral en los corchetes es un término relacionado con el grado de
avance de la descarburación durante el enfriamiento en el primer período, y el segundo término integral en los corchetes es un término relacionado con el grado de avance de descarburación durante el enfriamiento en el segundo período. En cualquiera de los términos, se produce descarburación ya que la temperatura de la lámina de acero base es alta y un tiempo de retención es largo. Particularmente en el segundo período, dado que el oxígeno, que es un elemento para promover la descarburación, apenas existe en la atmósfera y la descarburación se produce por el oxígeno atraído por el Si y el Mn en un acero de una capa superficial de una capa de cascarilla, el segundo término integral incluye la influencia de las cantidades de Si y Mn, y el valor de la Expresión (1) aumenta a medida que aumentan las cantidades de Si y Mn en el acero, lo que indica que se produce la descarburación.
En la etapa de enfriamiento después de la finalización del laminado de acabado, cuando el valor de la Expresión (1) anterior es menos de 0.8, la capa superficial de la lámina de acero base apenas se descarbura, y V1/V2 que es la relación de la fracción de volumen V1 de la estructura dura en la parte superficial y la fracción de volumen V2 de la estructura dura centrada en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base es mayor que 0.90 y la flexibilidad se deteriora, por lo tanto el enfriamiento se realiza de manera que el valor de la Expresión (1) anterior sea de 0.8 o más. Desde este punto de vista, es preferible realizar el enfriamiento de manera que el valor de la Expresión (1) anterior sea 1.0 o más, más preferiblemente 1.3 o más. Por otro lado, cuando el valor de la Expresión (1) anterior es mayor que 20.0, la parte de capa superficial de la lámina de acero se descarbura excesivamente, V1/V2 se vuelve menor que 0.30, y la resistencia a la fatiga de la lámina de acero se deteriora de manera significativa, por lo tanto el enfriamiento se realiza de manera que el valor de la Expresión (1) anterior sea 20.0 o menos. Desde este punto de vista, es preferible realizar el enfriamiento de manera que el valor de la Expresión (1) anterior sea 15.0 o menos, más preferiblemente 10.0 o menos.
A continuación, se realiza el decapado de la lámina de acero laminada en caliente producida de la manera descrita anteriormente. El decapado se realiza para eliminar óxidos de la superficie de la lámina de acero laminada en caliente. Por lo tanto, el decapado es importante para mejorar la adhesión de metalización de la lámina de acero base. El decapado puede realizarse de una vez o múltiples veces de manera separada.
[Etapa de laminado en frío]
A continuación, la lámina de acero laminada en caliente después del decapado se somete laminado en frío para obtener una lámina de acero laminada en frío.
En el laminado en frío, cuando la reducción de laminado total en más de 85 %, se ve afectada la ductilidad de la lámina de acero base y el riesgo de rotura de la lámina de acero base durante el laminado en frío se vuelve mayor. Por lo tanto, la reducción de laminado total es de 85% o menos. Desde este punto de vista, la reducción de laminado total es preferiblemente de 75 % o menos y más preferiblemente de 70 % o menos. El límite inferior de la reducción de laminado total en la etapa de laminado en frío no se limita particularmente. Cuando la reducción de laminado total es menor que 0.05 %, la forma de la lámina de acero base no es uniforme y la metalización se adhiere de forma despareja, de manera que la apariencia externa de la lámina de acero se ve afectada. Por lo tanto, la reducción de laminado total es preferiblemente de 0.05 % o más y más preferiblemente de 0.10 % o más. El laminado en frío preferiblemente se realiza en múltiples pasadas, pero son aplicables cualquier cantidad de pasadas del laminado en frío y cualquier distribución de reducción de laminado en cada pasada.
Cuando la reducción de laminado total en el laminado en frío está dentro de un intervalo de más de 10 % y menos de 20 %, la recristalización no avanza lo suficiente en la etapa de recocido siguiente. Por lo tanto, los granos gruesos en los que se pierde la maleabilidad al incluir una gran cantidad de dislocaciones permanecen cerca de la superficie, y las propiedades de resistencia a la fatiga y plegabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente pueden deteriorarse en algunos casos. Para evitar esto, es efectivo hacer que la maleabilidad permanezca al reducir la reducción de laminado total y reducir la acumulación de las dislocaciones a los granos. De manera alternativa, también es efectivo convertir la estructura procesada en granos recristalizados que tengan una pequeña cantidad de acumulación de dislocaciones dentro al reducir la reducción de laminado total y hacer que la recristalización se produzca lo suficiente en la etapa de recocido. Desde el punto de vista de reducir la acumulación de dislocaciones a los granos, la reducción de laminado total en el laminado en frío es preferiblemente de 10% o menos y más preferiblemente de 5.0 % o menos. Por otro lado, de modo de hacer que la recristalización se produzca lo suficiente en la etapa de recocido, la reducción de laminado total es preferiblemente de 20 % o más y más preferiblemente de 30 % o más.
[Etapa de recocido]
En la realización de la presente invención, la lámina de acero laminada en frío se somete a recocido. En la realización de la presente invención, se usa una línea de recocido y metalización continua que tiene una zona de precalentamiento, una zona de reducción y una zona de metalización. Mientras se realiza el proceso de recocido, se deja que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento y la zona de reducción y antes de que la lámina de acero alcance la zona de metalización se completa la etapa de recocido. Después, la etapa de metalización se realiza preferiblemente en la zona de metalización.
Como se describe anteriormente, en el caso de usar una línea de recocido y metalización continua en la etapa de
recocido y la etapa de metalización, por ejemplo, se usa preferiblemente el método descrito a continuación.
En primer lugar, se deja que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento en la cual la relación de aire en la mezcla de gas de aire y gas combustible usada para un quemador de precalentamiento es de 0.7 a 1.2, mientras se calienta la lámina de acero a una temperatura de lámina de acero de 400 °C a 800 °C.
Mediante la etapa anterior, se forman óxidos en la parte superficial de la lámina de acero. Aquí, es una relación entre el volumen de aire incluido en la mezcla de gas por unidad de volumen y el volumen de aire que se requiere teóricamente para producir la combustión completa del gas combustible contenido en la mezcla de gas por unidad de volumen. A continuación, mediante calentamiento de la lámina de acero a 750 °C o más en la zona de precalentamiento en la que una relación entre H2O y H2 es P(H2O)/P(H2) : 0.0001 a 2.0, puede haber una etapa de realizar enfriamiento después de una reducción de óxidos formados en la zona de precalentamiento. Y después, una etapa de metalización después de la etapa de recocido puede ser una etapa de realizar una galvanización en caliente de una lámina de acero en una condición de sumergir la lámina de acero en un baño de metalización en condiciones de temperatura de un baño de metalización de 450 °C a 470 °C, una temperatura de lámina de acero de 440 °C a 480 °C cuando la lámina de acero entra en el baño de metalización y una cantidad de Al efectivo de 0.05 % a 0.18 % de masa en el baño de metalización.
La velocidad de calentamiento en la etapa de recocido está relacionada con el avance de la descarburación en la parte superficial de la lámina de acero a través del tiempo de tratamiento en la zona de precalentamiento. Cuando la velocidad de calentamiento es baja, la lámina de acero se expone a una atmósfera de oxidación durante un largo período de tiempo y por lo tanto se produce la descarburación. Particularmente, la velocidad de calentamiento a 600 °C a 750 °C es importante, de modo de asegurar que el tiempo de tratamiento en la zona de precalentamiento promueva formación de fase Z, la velocidad de calentamiento promedio es preferentemente 10 °C/segundo o menos. Por otro lado, cuando la velocidad de calentamiento a 600 °C a 750 °C es muy baja, se produce oxidación excesiva y se forman óxidos gruesos dentro de la lámina de acero en algunos casos. Para evitar la formación de óxidos gruesos dentro de la lámina de acero, la velocidad de calentamiento promedio es de 1.0 °C/segundo o más en el intervalo de temperatura.
En la zona de precalentamiento, la parte superficial de lámina de acero se somete a un tratamiento de oxidación para formar una película de recubrimiento de óxido de Fe que tenga un espesor apropiado. En este momento, se deja que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento en la cual la relación de aire en la mezcla de gas de aire y gas combustible usada para un quemador de precalentamiento, que se describirá a continuación, es de 0.7 o más, mientras se calienta la lámina de acero a una temperatura de lámina de acero de 400 °C a 800 °C.
La expresión «relación de aire», es una relación entre «el volumen de aire incluido en la mezcla de gas por unidad de volumen» y «el volumen de aire que se requiere teóricamente para producir la combustión completa del gas combustible contenido en la mezcla de gas por unidad de volumen», y se representa por la siguiente expresión.
«Relación de aire» = [volumen de aire incluido en la mezcla de gas por unidad de volumen (m3)]/[volumen de aire que se requiere teóricamente para producir la combustión completa del gas combustible contenido en la mezcla de gas por unidad de volumen (m3))}
En la realización, la lámina de acero base que se deja pasar a través de la zona de precalentamiento se calienta en las condiciones indicadas anteriormente para formar una película de recubrimiento de óxido de Fe (óxido) que tenga un espesor de 0.01 a 5.0 pm en la capa superficial de la lámina de acero base. La película de recubrimiento de óxido de Fe (óxido) formada en la superficie de lámina de acero se reduce en la zona de reducción y se convierte en una superficie excelente en adhesión de metalización.
En el caso en el que la relación de aire es más de 1.2 y muy grande en la parte superficial de la lámina de acero, se forma una película de recubrimiento de óxido de Fe excesiva en la parte superficial de la lámina de acero y después de la reducción, la capa descarburada se vuelve excesivamente espesa. La película de recubrimiento de óxido se reduce en la zona de reducción y se convierte en una superficie excelente en adhesión de metalización. Sin embargo, en el caso en que la relación de aire es menos de 0.7 y es muy pequeña, no se puede obtener un óxido predeterminado.
Cuando la temperatura de la lámina de acero para dejar que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento es más baja que 400 °C, no se puede formar una película de óxido suficiente. Por otro lado, cuando la temperatura de la lámina de acero para dejar que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento es una temperatura alta mayor que 800 °C, la película de recubrimiento de óxido crece excesivamente y será difícil establecer un espesor de la capa descarburada dentro de un intervalo predeterminado. Por consiguiente, la temperatura de la lámina de acero para dejar que la lámina de acero pase a través de la zona de precalentamiento es de 800 °C o inferior y más preferiblemente de 750 °C o inferior.
La temperatura de calentamiento máxima en la etapa de recocido es un factor importante para controlar la fracción de la microestructura relacionada con la formabilidad de la lámina de acero para que esté dentro de un intervalo predeterminado. Cuando la temperatura de calentamiento máxima es baja, una gran cantidad de carburos gruesos a base de hierro queda sin fundir en el acero y por lo tanto la formabilidad se deteriora. Cuando la temperatura de calentamiento máxima es inferior a 750 °C, los carburos a base de hierro gruesos en una lámina de acero laminada en caliente no se funden lo suficiente y permanecen es una lámina de producto y existe una preocupación de que la
ductilidad se vea afectada. De manera de disolver en sólido los carburos a base de hierro lo suficiente para mejorar la formabilidad, la temperatura de calentamiento máxima es (punto Ac1 25) °C o superior y 750 °C o superior, y la temperatura de calentamiento máxima es preferiblemente (punto Ac1 50) °C o superior. Por otro lado, una fracción de ferrita en acero disminuye significativamente cuando la temperatura de calentamiento máxima es más de punto Ac3, la temperatura de calentamiento máxima es punto Ac3 o menos. Además, desde el punto de vista de la adhesión de metalización, es preferible que la temperatura de calentamiento máxima sea inferior para reducir óxidos en la superficie del acero base. Desde este punto de vista, la temperatura de calentamiento máxima es preferiblemente de 850 °C o inferior y más preferiblemente de 830 °C o inferior.
El punto Ac1 y punto Ac3 de la lámina de acero son un punto de partida y un punto de finalización de la transformación inversa de austenita. Específicamente, el punto Ac1 y punto Ac3 se obtienen al cortar una pequeña pieza de la lámina de acero después del laminado en caliente, calentar la pieza hasta 1,200 °C a 10 °C/segundo y medir la cantidad de expansión de volumen durante el calentamiento.
La temperatura preferiblemente alcanza la temperatura de calentamiento máxima en la etapa de recocido (750 °C o superior) en la zona de reducción. En la zona de reducción, la fina película de recubrimiento de óxido de Fe formada en la superficie de la lámina de acero en la zona de precalentamiento se reduce para mejorar la adhesión de metalización. Por lo tanto, una relación entre una presión parcial de vapor de agua P(H2O) y una presión parcial de hidrógeno P(H2), P(H2O)/P(H2), en la atmósfera en la zona de reducción es de 0.0001 a 2.00. Cuando P(H2O)/P(H2) es menos de 0.0001, se forman óxidos de Si y/o Mn que actúan como un origen de desprendimiento de metalización en la capa más externa. Por otro lado, cuando P(H2O)/P(H2) es más de 2.00, se produce un excesivo refinamiento en la superficie de la lámina de acero y se produce una excesiva aleación de la capa metalizada. Por lo tanto, la adhesión de metalización se deteriora. Además, cuando P(H2O)/P(H2) es más de 3.00, se produce una excesiva descarburación y una fase dura de la superficie de lámina de acero base se reduce notablemente. Desde este punto de vista, P(H2O)/P(H2) es más preferible dentro de un intervalo de 0.002 a 1.50 y más preferiblemente dentro de un intervalo de 0.005 a 1.20.
Como se describe anteriormente, cuando P(H2O)/P(H2) es de 0.0001 a 2.00, en caso de que se agregue vapor de agua a una atmósfera de reducción, los óxidos de Si y/o Mn que actúan como un origen de desprendimiento de metalización no se forman en la capa más externa, y en cambio Si y Mn forman óxidos finos dentro de la superficie de la lámina de acero. Un tamaño de los óxidos finos es de 0.01 pm o más y 0.4 pm o menos en la condición anterior. Además, el vapor de agua en la atmósfera de reducción produce que la superficie de acero base se descarbure y por lo tanto la superficie de acero base se convierte en ferrita. Dado que estos óxidos internos de Si-Mn suprimen el crecimiento de la recristalización de Fe durante un recocido de reducción, en la superficie del acero base, se forma una capa refinada con un espesor promedio de 0.1 pm o más y 5 pm o menos y que tiene una ferrita que tiene un tamaño de grano promedio de 0.1 pm o más y 3 pm o menos.
En la etapa de recocido, en una etapa de enfriamiento antes de la etapa de metalización después de que la temperatura alcanza la temperatura de calentamiento máxima y antes de que la lámina de acero alcance un baño de metalización (etapa de enfriamiento antes de metalización), se obtiene una microestructura predeterminada mediante el control de la temperatura de una lámina de acero en dos etapas de un intervalo de temperatura de 760 °C a 700 °C y un intervalo de temperatura de 650 °C a 500 °C. En primer lugar, para promover de manera suficiente una formación de ferrita, se define una velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de 760 °C a 700 °C. En algunos casos, la formación de ferrita puede no producirse de manera suficiente cuando la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de 760 °C a 700 °C es más de 5.0 °C/segundo, la velocidad de enfriamiento promedio es de 5.0 °C/segundo o menos. Para promover una formación de ferrita, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 3.5 °C/segundo o menos y más preferiblemente de 2.5 °C/segundo o menos. En algunos casos, puede formarse excesiva perlita cuando la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de 760 °C a 700 °C es menos de 0.3 °C/segundo, la velocidad de enfriamiento promedio es de 0.3 °C/segundo o más. Para evitar una formación de perlita, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 0.5 °C/segundo o más y más preferiblemente de 0.7 °C/segundo o más.
A continuación, para evitar una formación excesiva de perlita y/o cementita gruesa, se define una velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de 650 °C a 500 °C. Cuando la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de 650 °C a 500 °C es de menos de 1.0 °C/segundo, se forma mucha perlita y/o cementita gruesa, la velocidad de enfriamiento promedio es 1.0 °C/segundo o más. Dado que es preferible que perlita y/o cementita gruesa no estén incluidas en un acero, para evitar una formación de estas estructuras de manera suficiente, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 2.0 °C/segundo o más y más preferiblemente de 3.0 °C/segundo o más. Aunque el límite superior de la velocidad de enfriamiento promedio es un intervalo de 650 °C a 500 °C no se proporciona particularmente, no es preferible una velocidad de enfriamiento promedio excesivamente alta dado que se requiere una instalación de enfriamiento especial y un refrigerante que no interfiera con la etapa de metalización para obtener la velocidad de enfriamiento promedio excesivamente alta. Desde este punto de vista, la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de temperatura descrito anteriormente es preferiblemente de 100 °C/segundo o menos y más preferiblemente de 70 °C/segundo o menos.
Posteriormente a la etapa de enfriamiento antes de la metalización, para obtener martensita revenida, en un período después de que la temperatura de la lámina de acero alcanza los 500 °C y antes de que la lámina de acero alcance
un baño de metalización, como un tratamiento de transformación martensítica, la lámina de acero puede retenerse en un intervalo de temperatura predeterminado durante un período de tiempo predeterminado. Con respecto a una temperatura de tratamiento de transformación martensítica, se establece un punto Ms de temperatura de comienzo de transformación martensítica como un límite superior y el límite inferior de la temperatura de tratamiento de transformación martensítica es de 50 °C. Además, el tiempo de tratamiento de transformación martensítica es de 1 segundo a 100 segundos. La martensita obtenida en el tratamiento ingresa a un baño de metalización a una temperatura alta en la etapa de metalización y luego se cambia a martensita revenida.
El punto Ms se calcula mediante la siguiente expresión.
Punto Ms [°C] = 541 - 474C/(1 - VF) - 15Si - 35Mn - 17Cr - 17Ni 19Al
En la expresión anterior, VF representa la fracción de volumen de ferrita, y cada uno de C, Si, Mn, Cr, Ni y Al representa la cantidad [% de masa] de cada elemento agregado.
Es difícil medir directamente la fracción de volumen de ferrita durante la producción. Por lo tanto, cuando se determina el punto Ms en la realización, se corta una pieza pequeña de la lámina de acero laminada en frío antes de dejar que la lámina de acero pase a través de la línea continua de recocido y metalización. La pieza pequeña es recocida a la misma temperatura como en el caso en que se deja que la pieza pequeña pase a través de la línea continua de recocido y metalización y se mide un cambio en el volumen de la ferrita de la pieza pequeña de manera que un valor numérico calculado mediante el uso del resultado se use como la fracción de volumen Vf de la ferrita.
Además, para promover la formación de bainita, en un período después de que la temperatura de la lámina de acero alcanza 500 °C y antes de que la lámina de acero alcance un baño de metalización, la lámina de acero puede retenerse en un intervalo de temperatura predeterminado durante un período de tiempo predeterminado como un tratamiento de transformación bainítica.
Cuando la temperatura de tratamiento de transformación bainítica es más de 500 °C, se produce una formación de perlita y/o cementita gruesa. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de transformación bainítica es de 500 °C o inferior. Cuando la temperatura de tratamiento de transformación bainítica es inferior a 350 °C, no se promueve la transformación. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de transformación bainítica es de 350°C o superior. El tiempo de tratamiento de transformación bainítica es de 10 segundos o más, de manera de promover la transformación de manera suficiente. El tiempo de tratamiento de transformación bainítica es de 500 segundos o menos, de manera de suprimir la formación de perlita y/o cementita gruesa.
Después de la etapa de enfriamiento antes de la metalización, en el caso en que tanto el tratamiento de transformación bainítica como el tratamiento de transformación martensítica se realicen, con respecto al orden de tratamiento, se realizan el tratamiento de transformación martensítica y el tratamiento de transformación bainítica.
[Etapa de metalización]
A continuación, la lámina de acero base obtenida como se describe anteriormente se sumerge en un baño de metalización.
El baño de metalización incluye principalmente zinc y tiene una composición en la que la cantidad de Al efectivo, que es un valor obtenido mediante la sustracción de la cantidad total de Fe de la cantidad total de Al en el baño de metalización, es de 0.050 a 0.180 % de masa. Cuando la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización es menos de 0.050 %, el ingreso de Fe en la capa metalizada se produce excesivamente y afecta la adhesión de metalización. Por lo tanto, se requiere que la cantidad de Al efectivo sea de 0.050 % o más. Desde este punto de vista, la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización es preferiblemente de 0.065 % o más y más preferiblemente de 0.070 % o más. Por otro lado, cuando la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización es más de 0.180 %, se forman óxidos a base de Al en el límite entre la lámina de acero base y la capa metalizada y se inhibe el movimiento de átomos de Fe y Zn en el mismo límite. Por lo tanto, la formación de fase Z se suprime y la adhesión de metalización se deteriora de manera significativa. Desde este punto de vista, se requiere que la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización sea de 0.180 % o menos y la cantidad de Al efectivo es preferiblemente de 0.150 % o menos y más preferiblemente de 0.135 % o menos.
Uno o dos o más elementos de Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, I, K, La, Li, Mg, Mn, Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr y REM pueden mezclarse en el baño de metalización y existe un caso preferible en el que la resistencia a la corrosión o aptitud para el moldeo de la capa galvanizada en caliente es mejorada según el contenido de cada elemento en el baño de metalización o similar.
Además, la temperatura del baño de metalización es de 450 °C a 470 °C. Cuando la temperatura del baño de metalización es inferior a 450 °C, la viscosidad del baño de metalización aumenta excesivamente y por lo tanto es difícil controlar el espesor de la capa metalizada por lo que la apariencia externa de la lámina de acero galvanizada en caliente se ve afectada. Por otro lado, cuando la temperatura del baño de metalización es superior a 470 °C, se genera una gran cantidad de gases, y es difícil realizar una producción segura, por lo que la temperatura del baño de metalización es de 470 °C o inferior.
Además, la temperatura de la lámina de acero cuando la lámina de acero ingresa al baño de metalización es inferior a 440 °C, es necesario aportar una gran cantidad de calor al baño de metalización para estabilizar la temperatura del baño de metalización a 450 °C o superior, lo cual es inapropiado desde el punto de vista práctico. Por otro lado, cuando la temperatura de la lámina de acero cuando la lámina de acero ingresa al baño de metalización es superior a 480°C, es necesario introducir una instalación para eliminar una gran cantidad de calor del baño de metalización para estabilizar la temperatura del baño de metalización a 470 °C o inferior, lo cual es inapropiado en términos de costos de producción. Por consiguiente, para estabilizar la temperatura del baño de metalización, la temperatura de la lámina de acero base cuando la lámina de acero base ingresa al baño de metalización es preferiblemente de 440 °C o superior y de 480 °C o inferior. Además, de manera de controlar un comportamiento de formación de fase Z para que sea apropiado, es más preferible que la temperatura cuando la lámina de acero base ingresa al baño de metalización se controle a 450 °C o superior y 470 °C o inferior.
Cuando la temperatura de baño del baño de metalización está dentro de un intervalo de 450 a 470 °C, la realización puede llevarse a cabo. Sin embargo, cuando la temperatura de baño no se estabiliza dentro de un intervalo de 450 a 470 °C, la fase Z del baño de metalización se vuelve no uniforme, lo cual produce falta de uniformidad en la apariencia externa y adhesión de la capa metalizada. Por lo tanto, en una producción real, la temperatura de baño es preferiblemente cualquier valor en un intervalo de 450 a 470 °C y es constante. Por lo tanto, es preferible que la temperatura de ingreso coincida con la temperatura de baño. Sin embargo, debido al límite de controlabilidad de una instalación de producción real, la temperatura de ingreso está preferiblemente en un intervalo de la temperatura de baño del baño de metalización ± 4 °C.
Dependiendo de la línea de producción de la lámina de acero galvanizada en caliente, existe un caso en que un dispositivo necesario para realizar la «etapa de enfriamiento después de metalización» que se describirá posteriormente no se proporcione y las condiciones de fabricación de la realización no se puedan realizar en algunos casos. En ese caso, al controlar de manera apropiada el tiempo de inmersión del baño de metalización, es posible fabricar el mismo producto que en la realización. En otras palabras, si el tiempo de inmersión de la lámina de acero en el baño de metalización se extiende, es posible formar la fase Z en la interfaz entre la capa de metalización y la lámina de acero base como en el caso de realizar la «etapa de enfriamiento después de metalización».
El tiempo de inmersión necesario depende de la cantidad de Al en el baño de metalización, sin embargo, es necesario que el tiempo de inmersión sea de 3 segundos o más Es preferible que el tiempo de inmersión sea de 5 segundos o más, y es más preferible 10 segundos o más, incluso más preferible 20 segundos o más.
Para tener una cantidad metalizada apropiada después de sumergir la lámina de acero en el baño de metalización, preferiblemente se elimina una cantidad excesiva de zinc en la superficie mediante soplado de un gas a alta presión que incluya principalmente nitrógeno sobre la superficie de lámina de acero.
[Etapa de enfriamiento después de metalización]
Después de que la lámina de acero se sumerge en un baño de metalización, en la etapa de enfriamiento de enfriar hasta temperatura ambiente después de la metalización, mediante control de un tratamiento de enfriamiento para que satisfaga la siguiente Expresión (2), se obtiene una cantidad apropiada de fase Z en la capa metalizada.
T(t) [°C] representa una temperatura de lámina de acero, t[segundo] representa el tiempo transcurrido desde el punto temporal cuando la lámina de acero se retira del baño de metalización como un punto de partida, t4[segundo] representa el tiempo transcurrido desde el punto temporal cuando la lámina de acero se retira del baño de metalización como un punto de partida y hasta que la temperatura de la lámina de acero alcanza 350 °C, y W*ai [% de masa] representa la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización. Además, £, 0 y p cada uno representan términos constantes, cada uno de los cuales es 2.62 * 107, 9.13 * 103y 1.0 * 10-1.
La Expresión (2) anterior es una expresión relacionada con un comportamiento de formación de fase Z y a medida que el valor de la Expresión (2) anterior aumenta, se produce la formación de fase Z en la capa metalizada. A medida que aumenta la temperatura de la lámina de acero y aumenta el tiempo de tratamiento, aumenta el valor de la Expresión
(2) anterior. Además, cuando se aumenta la cantidad de Al efectivo en la capa metalizada, se reduce el valor de la Expresión (2) anterior y se inhibe la formación de fase Z. Cuando la temperatura de lámina de acero se encuentra dentro de un intervalo de temperatura de 350 °C o inferior, la difusión de átomos de Fe desde la lámina de acero base a la capa metalizada apenas se produce y la formación de fase Z casi se detiene. Por lo tanto, la Expresión (2) anterior se usa para cálculo a una temperatura de lámina de acero dentro de un intervalo de 350 °C o superior.
En la etapa de enfriamiento después de la metalización que se realiza después de la inmersión de la lámina de acero en el baño de metalización, cuando el valor de la Expresión (2) anterior es menos de 0.40, no se obtiene una cantidad suficiente de la fase Z en la capa metalizada y se ve afectada la adhesión de metalización. Por lo tanto, es necesario controlar el tratamiento de enfriamiento de manera que el valor de la Expresión (2) sea de 0.40 o más. Cuando el valor de la Expresión (2) anterior es de 0.40 o más, la formación de fase Z se promueve lo suficiente y la relación ((A*/A)*100) de la interfaz (A*) entre la fase Z y la lámina de acero base en la interfaz completa (A) entre la capa galvanizada en caliente y la lámina de acero base es de 20 % o más. Además, cuando el valor de la Expresión (2) anterior es de 0.40 o más, la relación ((A**/A)*100) de la interfaz (A**) formada entre los granos Z en los que están presentes óxidos gruesos y la lámina de acero base en la interfaz completa (A*) entre la fase Z y la lámina de acero base es de 50 % o menos.
Para mejorar adicionalmente la adhesión de metalización, es preferible que el tratamiento de enfriamiento se controle de manera tal que el valor de la Expresión (2) anterior sea de 0.50 o más, y es más preferible que el tratamiento de enfriamiento se controle de manera tal que el valor de la Expresión (2) anterior sea de 0.60 o más. Por otro lado, cuando el valor de la Expresión (2) anterior en el tratamiento de enfriamiento es excesivamente grande, se produce aleación de la capa metalizada y aumenta excesivamente el contenido de Fe en la capa metalizada. Por lo tanto, la adhesión de metalización se ve afectada. Desde este punto de vista, es necesario que el tratamiento de enfriamiento se realice de manera que el valor de la Expresión (2) anterior sea de 2.20 o menos. Para mejorar adicionalmente la adhesión de metalización, es preferible que el tratamiento de enfriamiento se controle de manera tal que el valor de la Expresión (2) anterior sea de 2.00 o menos, y es más preferible que el tratamiento de enfriamiento se controle de manera tal que el valor de la Expresión (2) anterior sea de 1.80 o menos.
Aquí, cuando la temperatura de la lámina de acero se incrementa después de que la lámina de acero se retira del baño de metalización, el valor de la Expresión (2) anterior se incrementa y la adhesión de metalización se deteriora. Además, la microestructura de la lámina de acero se reforma y no se puede obtener la estructura dura predeterminada y la resistencia se deteriora. Además, se forman carburos gruesos y existe una preocupación de deterioro en la formabilidad de la lámina de acero galvanizada en caliente. Por lo tanto, no se permite que la temperatura de la lámina de acero después de que la lámina de acero se retira del baño de metalización sea superior que la temperatura superior de la temperatura de lámina de acero antes de que la lámina de acero se sumerja en el baño de metalización y la temperatura del baño de metalización.
Por otro lado, como se muestra en un método general de producción de una lámina de acero galvanizada en caliente, cuando la lámina de acero se enfría rápidamente después de que la lámina de acero se sumerge en el baño de metalización, el valor de la Expresión (2) anterior se reduce significativamente. Como resultado, no se obtiene una cantidad suficiente de la fase Z y se deteriora la adhesión de metalización. De manera de establecer el valor de la Expresión (2) anterior para que esté dentro de un intervalo predeterminado, por ejemplo, después de que la lámina de acero se retira del baño de metalización, la lámina de acero puede someterse a un tratamiento de retención isotérmica durante un período de tiempo predeterminado y luego enfriarse rápidamente.
Además, siempre y cuando se establezca que el valor de la Expresión (2) anterior esté dentro de un intervalo predeterminado, puede realizarse otro control de temperatura opcional. Es decir, siempre y cuando se realice el control de temperatura para establecer el valor de la Expresión (2) anterior para que esté dentro de un intervalo de la realización, puede adoptarse cualquier forma de control de enfriamiento. Por ejemplo, puede usarse una forma de enfriamiento para enfriar rápidamente después de un tratamiento de retención isotérmica o una forma de enfriamiento de enfriamiento lento casi constante.
Mediante el tratamiento de enfriamiento anterior que satisface la Expresión (2), se puede realizar el enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 1.0 °C/segundo o más hasta 250 °C o inferior después de que una cantidad suficiente de la fase Z se obtiene en la capa metalizada, para obtener la estructura dura. Para obtener una fase de martensita fresca y una fase de martensita revenida, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 3.0 °C/segundo o más y más preferiblemente de 5.0 °C/segundo o más.
Además, puede realizarse un tratamiento de recalentamiento de modo de obtener martensita revenida después de que la lámina de acero se enfría hasta 250 °C menos. La temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento del tratamiento de recalentamiento pueden seleccionarse de manera apropiada según propiedades deseadas. Sin embargo, no se puede obtener un efecto suficiente a una temperatura de tratamiento de recalentamiento inferior a 250 °C. Por otro lado, cuando la temperatura de tratamiento de recalentamiento es superior a 350 °C, la capa metalizada cambia en calidad, y existe una preocupación de que la adhesión de metalización se deteriore. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento de recalentamiento es preferiblemente de 250 °C o superior y de 350 °C o inferior. Además, cuando el tiempo de tratamiento del tratamiento de recalentamiento es más largo que 1,000 segundos, el efecto del tratamiento se satura y por lo tanto el tiempo de tratamiento es preferiblemente de 1,000 segundos o más
corto.
Un tratamiento de transformación bainítica en el que la lámina de acero se retiene durante 500 segundos o menos dentro de un intervalo de temperatura de 250 °C a 350 °C para obtener austenita residual puede realizarse después de que se obtiene una cantidad suficiente de la fase Z en la capa metalizada mediante el tratamiento de enfriamiento que satisface la Expresión (2) anterior. Cuando una temperatura de tratamiento es inferior a 250 °C, se forma martensita y no se puede obtener una cantidad suficiente de austenita residual. Por otro lado, cuando la temperatura de tratamiento de transformación bainítica es superior a 350 °C, existe una preocupación de que se obtenga una cantidad excesivamente grande de austenita residual. Además, cuando el tiempo de tratamiento es más de 500 segundos, se forman carburos gruesos a partir de la austenita residual y existe una preocupación de que la formabilidad se deteriore significativamente.
Después del tratamiento de transformación bainítica (retenida durante 500 segundos o menos dentro de un intervalo de temperatura de 250 °C a 350 °C), para estabilizar adicionalmente la austenita residual, la lámina de acero puede enfriarse hasta 250 °C o menos y después puede realizarse un tratamiento de recalentamiento. La temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento del tratamiento de recalentamiento pueden seleccionarse de manera apropiada según propiedades deseadas. Sin embargo, no se puede obtener un efecto suficiente a una temperatura de tratamiento de recalentamiento inferior a 250 °C. Cuando la temperatura de tratamiento de recalentamiento es superior a 350 °C, la austenita residual se descompone y se convierte en carburos, y existe una preocupación de que las propiedades se deterioren significativamente. Por lo tanto, la temperatura de tratamiento es preferiblemente de 350 °C o inferior.
Además, cuando el tiempo de tratamiento del tratamiento de recalentamiento es más largo que 1,000 segundos, el efecto del tratamiento se satura y por lo tanto el tiempo de tratamiento es preferiblemente de 1,000 segundos o más corto.
[Etapa de procesamiento]
A continuación, después de que la lámina de acero se enfría a 100 °C o menos, se aplica una deformación de flexiónflexión hacia atrás a la lámina de acero metalizada para reducir una austenita residual en la capa superficial de la lámina de acero base. La flexión puede aplicarse mediante el uso de un rodillo con un diámetro de 50 mm a 800 mm. Cuando el diámetro de rodillo del rodillo es menor que 50 mm, se introduce una gran cantidad de tensión en la capa superficial de la lámina de acero base mediante la deformación de flexión y por lo tanto se deteriora la formabilidad de la lámina de acero. Cuando el diámetro de rodillo del rodillo es más de 800 mm, la cantidad de tensión en la capa superficial de la lámina de acero base es pequeña y por lo tanto la austenita residual no se reduce lo suficiente. Dado que la deformación de flexión-flexión hacia atrás reduce la austenita residual en las superficies a ambos lados de la lámina de acero base y es necesario que una deformación en la que cada uno de los lados de la lámina de acero base se establezca como una flexión hacia afuera se aplique una o más veces en ambos lados respectivamente, por lo tanto, es necesario que la deformación de flexión-flexión hacia atrás se aplique dos veces o más en total. Mediante esta etapa, la austenita residual en la superficie en ambos lados de la lámina de acero base puede establecerse dentro de un intervalo predeterminado.
La lámina de acero galvanizada en caliente según la realización puede producirse mediante el método de producción descrito anteriormente. Sin embargo, la presente invención no se limita a la realización que antecede. Por ejemplo, en la realización de la presente invención, una película de recubrimiento formada por un óxido compuesto que incluye un óxido de fósforo y/o fósforo puede aplicarse a la superficie de la capa metalizada con zinc de la lámina de acero galvanizada en caliente obtenida mediante la descripción que antecede.
La película de recubrimiento formada por un óxido compuesto que incluye un óxido de fósforo y/o fósforo puede funcionar como un lubricante cuando se trabaja la lámina de acero y puede proteger la capa metalizada con zinc formada en la superficie de la lámina de acero base.
Además, en la realización de la presente invención, puede realizarse laminado en frío en la lámina de acero galvanizada en caliente enfriada a temperatura ambiente a una reducción de laminado de 3.00 % o menos para corrección de forma. El laminado en frío puede realizarse en cualquier etapa tal como antes o después de la deformación de flexión-flexión hacia atrás, o en el medio de la deformación de flexión-flexión hacia atrás.
El método de producción de la lámina de acero galvanizada en caliente según la realización descrita anteriormente de la presente invención se aplica preferiblemente a la producción de una lámina de acero galvanizada en caliente en la cual el espesor de la lámina de acero base es de 0.6 mm o más y menos de 5.0 mm. Cuando el espesor de la lámina de acero base es menos de 0.6 mm, es difícil mantener la forma de la lámina de acero base plana y el espesor no es apropiado en algunos casos. Además, cuando el espesor de la lámina de acero base es de 5.0 mm o más, el control de enfriamiento en la etapa de recocido y la etapa de metalización puede ser difícil.
[Ejemplos]
A continuación se describirán ejemplos de la presente invención. Las condiciones de los ejemplos son solo una ilustración que se emplea para confirmar la viabilidad y efectos de la presente invención. La presente invención no se
limita a esta ilustración de condiciones. La presente invención puede emplear diversas condiciones siempre que no se desvíe de la esencia de la presente invención y logre el objeto de la presente invención.
Las placas que tienen los componentes químicos (composición) A a BY que se muestran en las Tablas 1 a 6 se fundieron y laminaron en caliente en las condiciones (la temperatura de calentamiento de placa, la temperatura de finalización de laminado) que se muestran en las Tablas 7 a 10. A continuación, las láminas de acero laminadas en caliente se enfriaron en las condiciones (la velocidad de enfriamiento promedio desde la finalización del laminado en caliente hasta el enrollado, y la temperatura de enrollado, y la Expresión (1)) que se muestran en las Tablas 7 a 10, y de ese modo se obtuvieron láminas de acero laminadas en caliente.
Posteriormente, las láminas de acero laminadas en caliente se sometieron a decapado y laminado en frío en la condición (reducción de laminado) que se muestra en las Tablas 7 a 10 y de ese modo se obtuvieron láminas de acero laminadas en frío.
A continuación, las láminas de acero laminadas en frío se sometieron a recocido en las condiciones (la relación de aire en la zona de precalentamiento, la relación de presión parcial (P(H2O)/P(H2) entre H2O y H2 en la atmósfera de reducción, la velocidad de calentamiento promedio en un intervalo de temperatura de 600 °C a 750 °C y la temperatura de calentamiento máxima) que se muestran en las Tablas 11 a 14 y de ese modo se obtuvieron láminas de acero base.
Las láminas de acero base se sometieron a un tratamiento de enfriamiento en las condiciones (velocidad de enfriamiento 1 (la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperatura de 760 °C a 700 °C), velocidad de enfriamiento 2 (la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperatura de 650 °C a 500 °C), las condiciones para el tratamiento de transformación martensítica (la temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento), y tratamiento de transformación bainítica 1 (la temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento)) para la etapa de enfriamiento antes de metalización que se muestran en las Tablas 15 a 18 y de ese modo se obtuvieron láminas de acero base para tratamiento de metalización.
A continuación, las láminas de acero se sumergieron en un baño de metalización de zinc en las condiciones (la cantidad de Al efectivo, la temperatura de baño de metalización y la temperatura de ingreso de la lámina de acero) que se muestran en las Tablas 15 a 18, y se realizó un tratamiento de enfriamiento después de metalización en las condiciones (Expresión (2), velocidad de enfriamiento 3 (la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperatura de 350 °C a 250 °C), las condiciones (la temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento) para el tratamiento de transformación bainítica 2, y las condiciones (la temperatura de tratamiento y el tiempo de tratamiento) para el tratamiento de recalentamiento) que se muestran en las Tablas 19 a 22. A continuación, se realizó una deformación de flexión-flexión hacia atrás en las condiciones (los diámetros de rodillo y los tiempos de procesamiento) que se muestran en las Tablas 19 a 22.
Además, se realizó laminado en frío en las condiciones (reducción de laminado) que se muestran en las Tablas 19 a 22 para obtener las láminas de acero galvanizadas en caliente de los Ejemplos Experimentales 1 a 200 (en donde el experimento se detuvo en algunos de los ejemplos experimentales).
A continuación, una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base se estableció como una dirección observada y se recogió una muestra de cada una de las láminas de acero metalizadas galvanizadas en caliente, y se realizó observación de microestructura con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) y análisis de orientación de cristales de alta resolución según un método EBSD en la sección observada de la muestra. Fracciones de volumen de la microestructura en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en la posición de 1/4 del espesor desde la superficie de la lámina de acero base (1/4 espesor), y un intervalo de capa superficial que se origina desde una interfaz entre una capa metalizada y una lámina de acero base y que tiene 20 pm de profundidad (capa superficial de acero base) se midieron respectivamente.
Aquí, «martensita» en las tablas indica una martensita fresca, «otras» entre las microestructuras en las tablas indica perlita y/o cementita gruesa.
Además, «fase dura» es una estructura dura que consiste en una o más de una bainita, una ferrita bainítica, una martensita fresca y una martensita revenida.
Además, una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero se estableció como una sección observada y se recogió una muestra de la lámina de acero galvanizada en caliente. La sección observada de la muestra se observó con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) para observar la interfaz entre la capa metalizada y la lámina de acero base, y se mide la relación de la interfaz entre la fase Z y la lámina de acero base en la interfaz entre la capa metalizada y la lámina de acero base (relación de ocupación de superficie límite). «Relación de ocupación de grano Z en los que están presentes óxidos» indica la relación de la interfaz entre los granos Z en los que están presentes óxidos gruesos entre los granos Z y la lámina de acero base con respecto a la interfaz completa entre la fase Z y el acero base.
La lámina de acero galvanizada en caliente se procesa mediante fresado por iones y se fotografió una imagen BSE a un voltaje de aceleración de 5kV y una aumento de 5,000 con FE-SEM. Los óxidos y límites de fase Z aparecen más
oscuros en esta imagen BSE. Entre una longitud de límite de capa metalizada/lámina de acero base, una longitud en la que se forma la fase Z y una longitud en la que se forma la fase Z que incluye granos gruesos se leen de la imagen y la relación de ocupación de los granos Z en los que están presentes óxidos.
La Figura 2 indica una micrografía de estructura de sección transversal ampliada de la lámina de acero galvanizada en caliente del Ejemplo Experimental n.° 1. El resultado de pulir una sección transversal de una muestra obtenida de lámina de acero galvanizada en caliente mediante proceso de fresado por iones y de tomar una imagen BSE a un voltaje de aceleración de 5kV se indica en la Figura 2. Tal como se muestra en la FlG. 2, se formó una capa refinada en la que los granos son finos en la capa superficial de la lámina de acero base. Adicionalmente, se confirmó que se forman óxidos internos de Si-Mn en una interfaz en un lado de capa metalizada de la capa refinada.
La cantidad metalizada de la metalización se obtuvo mediante fusión de la capa metalizada mediante el uso de ácido clorhídrico con un inhibidor y comparación del peso antes y después de la fusión. Los resultados de observación de las microestructuras y composiciones de las capas metalizadas, etc., de las muestras explicadas anteriormente se indican en las Tablas 23 a 34.
A continuación, de modo de investigar las propiedades de cada lámina de acero galvanizada en caliente se realizó una prueba de tracción, una prueba de expansión de orificios, una prueba de flexión, una prueba de fatiga, una prueba de evaluación de adhesión, una prueba de soldadura por puntos y una prueba de corrosión. Las propiedades de cada ejemplo experimental se muestran en las Tablas 35 a 42.
Piezas de prueba n.° 5 como se describe en JIS Z 2201 se cortaron de la lámina de acero galvanizada en caliente para realizar una prueba de tracción según el método descrito en JIS Z 2241. Por lo tanto, se obtuvieron el límite de elasticidad YS, la resistencia a la tracción máxima TS y el alargamiento total El. La resistencia se evaluó de manera tal que un caso en el que la máxima resistencia TS fuera 550 MPa o más fuera satisfactorio.
Una prueba de expansión de orificios se realizó según el método descrito en JIS Z 2256. Entre las formabilidades, la ductilidad El y la expansibilidad de agujeros A cambian según la máxima resistencia a la tracción TS. Sin embargo, la resistencia, la ductilidad y la expansibilidad de orificios en el caso en que la siguiente Expresión (4) se satisfizo fueron satisfactorias.
Piezas de prueba n.° 5 como se describen en JIS Z 2201 se cortaron de la lámina de acero galvanizada en caliente para realizar una prueba de flexión que es una prueba de flexión V de 90° según el método de bloque V descrito en JIS Z 2248. Un radio en una parte inferior de un bloque V varía de 1.0 mm a 6.0 mm a intervalos de 0.5 mm, un radio más pequeño en el que no se produjo grieta en una pieza de prueba se establece como el radio de flexión mínimo r [mm]. La plegabilidad se evaluó mediante «r/t» obtenida mediante normalización del radio de flexión mínimo r con el espesor de metalizado t [mm], y un caso en el que «r/t» fue de 2.0 o menos se evaluó como buena plegabilidad.
Piezas de prueba n.° 1 como se describe en JIS Z 2275 se cortaron de la lámina de acero galvanizada en caliente para realizar una prueba de fatiga de flexión en el plano pulsante según el método descrito en JIS Z 2273. El límite de fatiga DL y la relación de límite de fatiga DL/TS se evaluaron estableciendo la cantidad máxima de repeticiones en 10 millones de veces, y un caso en el que la relación de límite de fatiga fue de 0.30 o más se evaluó como buena resistencia a la fatiga.
Para la adhesión de metalización, cada lámina de acero galvanizada en caliente a la que se le aplicó esfuerzo de tensión uniaxial de 5 % se sometió a una prueba de impacto de DuPont. Una cinta adhesiva se adhirió a la lámina de acero laminada después de la prueba de impacto y luego se desprendió. El caso en el que la metalización no se desprendió se evaluó como aprobado (o) y el caso en el que la metalización se desprendió se evaluó como fallido (x). La prueba de impacto de DuPont se realizó dejando caer un peso de 3 kg sobre la lámina de acero desde una altura de 1 m mediante el uso de un troquel de perforación con un radio de curvatura del extremo frontal de 1/2 pulgada.
La soldabilidad por puntos se evaluó mediante la realización de una prueba de puntos continua. Con la condición de que el diámetro de la parte soldada sea de 5.3 a 5.7 veces la raíz cuadrada del espesor, se realizó soldadura por puntos continuamente 1,000 veces y se compararon entre sí el d1 del primer punto y d-i000 del milésimo punto de los diámetros de las partes soltadas. El caso en que d-i000/d1 fue de 0.90 o más se evaluó como aprobado (o) y el caso en que d-i000/d1 fue menos de 0.90 se evaluó como fallido (x).
Para la evaluación de resistencia a la corrosión, se usó una pieza de prueba cortada de cada lámina de acero galvanizada en caliente para que tenga un tamaño de 150 * 70 mm, y la pieza de prueba se sometió a un tratamiento de conversión química de tipo de inmersión a base de fosfato de zinc y posteriormente se aplicó un recubrimiento por electrodeposición catiónica de 20 pm. Adicionalmente, se aplicó un recubrimiento intermedio de 35 pm y un recubrimiento superior de 35 pm y luego la superficie trasera y la parte de extremo se sellaron con una cinta aisladora. En la prueba de resistencia a la corrosión, se usó CCT con un ciclo de SST 6h ^ secado 4h ^ humectación 4h ^ congelado 4h. La evaluación de resistencia a la corrosión después del recubrimiento se realizó de manera que la
superficie recubierta se cortó transversalmente con un cortador hasta que el corte alcanzara el acero base y se midió un ancho hinchado después de 60 ciclos de CCT. El caso en el que el ancho hinchado fue de 3.0 mm o menos se evaluó como aprobado (o) y el caso en el que el ancho hinchado fue de más de 3.0 mm se evaluó como fallido (x).
Para evaluar las propiedades de astillado, se cortó una muestra de prueba de cada lámina de acero galvanizada en caliente para que tenga un tamaño de 70 mm x 150 mm y se realizó desengrasado automotriz, conversión química y recubrimiento de 3 capas en la muestra de prueba. En un estado en el que la muestra de prueba se enfrió y se retuvo en -20 °C, diez piedras trituradas (0.3 a 0.5 g) se aplicaron verticalmente con una presión de aire de 2 kgf/cm2 Se aplicaron diez piedras trituradas a cada muestra. Se realiza cada norma N5, se observaron en total 50 marcas de astillado y se evaluaron según la posición de la interfaz desprendida. El caso en que la interfaz desprendida estaba por encima de la capa metalizada (la interfaz entre la capa metalizada y la película de recubrimiento por conversión química o la interfaz entre el recubrimiento por electrodeposición y el recubrimiento de capa intermedia) se evaluó como (o) y el caso en que se produjo incluso un desprendimiento de interfaz en la interfaz entre la capa metalizada y el acero base (lámina de acero base) se evaluó como (x).
Las propiedades de pulverización se evaluaron mediante el uso de flexión V (JIS Z 2248) para evaluar la aptitud para el moldeo de la capa metalizada. Cada lámina de acero galvanizada en caliente se cortó en un tamaño de 50 * 90 mm y un cuerpo formado se usó con una prensa con estampa 1R-90° en forma de V. En las ranuras se realizó desprendimiento con cinta. Se presionó una cinta de celofán con un ancho de 24 mm en la parte plegada y luego se desprendió. Se determinó visualmente la parte de la cinta de celofán a una longitud de 90 mm. Los criterios de evaluación fueron los siguientes.
o: el desprendimiento de la capa metalizada se produjo en un área menor al 5 % del área de la parte trabajada
X: el desprendimiento de la capa metalizada se produjo en un área mayor al 5 % del área de la parte trabajada
Ċ
Ċ
Ċ
Ċ
El Ejemplo Experimental 190 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de C fue bajo y la fracción de volumen de la fase dura fue baja, no se pudo obtener suficiente resistencia, ductilidad y expansibilidad de orificios.
El Ejemplo Experimental 191 es un ejemplo en el que el contenido de C fue alto y la soldabilidad por puntos se deterioró. Además, una fracción de martensita fue alta, y la resistencia a la fatiga, ductilidad, expansibilidad de orificios y plegabilidad se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 192 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de Si fue bajo, se formaron grandes cantidades de perlita y cementita gruesa en la etapa de recocido y la etapa de metalización, la formabilidad de la lámina de acero no se pudo obtener lo suficiente.
El Ejemplo Experimental 193 es un ejemplo en el que el experimento se detuvo dado que el contenido de Si fue alto y la placa se agrietó durante el calentamiento en la etapa de laminado en caliente.
El Ejemplo Experimental 194 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de Mn fue bajo, se formaron grandes cantidades de perlita y cementita gruesa en la etapa de recocido y la etapa de metalización, la formabilidad de la lámina de acero no se pudo obtener lo suficiente.
El Ejemplo Experimental 195 es un ejemplo en el que el experimento se detuvo dado que el contenido de Mn fue alto y la placa se agrietó durante el calentamiento en la etapa de laminado en caliente.
El Ejemplo Experimental 196 es un ejemplo en el que el experimento se detuvo dado que el contenido de P fue alto y la placa se agrietó después del laminado en la etapa de laminado en caliente.
El Ejemplo Experimental 197 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de S fue alto y se formaron una gran cantidad de sulfuros gruesos, la ductilidad, expansibilidad de orificios, plegabilidad, soldabilidad por puntos y resistencia a la fatiga se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 198 es un ejemplo en el que el experimento se detuvo dado que el contenido de Al fue alto y la placa se agrietó durante el transporte en la etapa de laminado en caliente.
El Ejemplo Experimental 199 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de N fue alto y se formaron una gran cantidad de nitruros gruesos, la ductilidad, expansibilidad de orificios, plegabilidad, soldabilidad por puntos y resistencia a la fatiga se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 200 es un ejemplo en el que, dado que el contenido de O fue alto y se formaron una gran cantidad de óxidos gruesos, la ductilidad, expansibilidad de orificios, plegabilidad, soldabilidad por puntos y resistencia a la fatiga se deterioraron.
Los Ejemplos Experimentales 27, 132 y 157 son ejemplos en los que dado que el valor de la Expresión (1) fue pequeño en la etapa de laminado en caliente, la fracción (V1/V2) de la fase dura en la capa superficial se volvió alta, y no se pudo obtener la plegabilidad suficiente.
Los Ejemplos Experimentales 51, 115 y 168 son ejemplos en los que dado que el valor de la Expresión (1) fue grande en la etapa de laminado en caliente, se produjo excesiva descarburación en la capa superficial y la fracción (V1/V2) de la fase dura se volvió pequeña, y no se pudo obtener la resistencia a la fatiga suficiente.
El Ejemplo Experimental 85 es un ejemplo en el que dado que la velocidad de calentamiento promedio a 600 °C a 750 °C fue muy pequeña, el crecimiento de oxidación se produjo excesivamente dentro de la lámina de acero y se formaron óxidos gruesos que actúan como un origen de fractura, la plegabilidad y la resistencia a la fatiga se deterioraron. Con un deterioro de la plegabilidad, en una prueba de evaluación de adhesión de metalización y propiedad de pulverización, se produjo desprendimiento de metalización que se origina a partir de la flexión y agrietamiento de la lámina de acero y, por lo tanto, la adhesión de metalización y propiedad de pulverización se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 68 es un ejemplo en el que, dado que la temperatura de calentamiento máxima (Tm) fue más que el punto Ac3 en la etapa de recocido, y la fracción de volumen de la fase de ferrita en el espesor de 1/4 fue baja, la ductilidad y la plegabilidad se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 186 es un ejemplo en el que, dado que la temperatura de calentamiento máxima (Tm) fue menos que el (punto Ac1 20) °C en la etapa de recocido, y los carburos a base de hierro gruesos permanecieron sin fundirse, la ductilidad y la expansibilidad de orificios se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 46 es un ejemplo en el que dado que la relación de aire en la zona de precalentamiento fue pequeña en la etapa de calentamiento de la etapa de recocido, la adhesión de metalización se deterioró. Dado que se produjo desprendimiento de metalización en el momento de la deformación por flexión por deterioro de la adhesión de metalización, la plegabilidad también se deterioró.
El Ejemplo Experimental 14 es un ejemplo en el que dado que la relación de aire en la zona de precalentamiento fue
grande en la etapa de calentamiento de la etapa de recocido, se produjo excesiva descarburación en la capa superficial y la fracción (V1/V2) de la fase dura se volvió pequeña, la resistencia a la fatiga se deterioró.
El Ejemplo Experimental 171 es un ejemplo en el que, dado que la relación entre la presión parcial de vapor de agua P(H2O) y la presión parcial de hidrógeno P(H2), P(H2O)/P(H2), en la zona de reducción en la etapa de calentamiento de la etapa de recocido fue pequeña, el tamaño de grano de la superficie de la lámina de acero base no se refinó, y no se produjo la formación de fase Z en la capa de metalización, se deterioró la adhesión de metalización. Aquí, no se formó la capa refinada, el tamaño de grano promedio de la ferrita en la superficie de la lámina de acero base fue de 3.4 |jm, y el tamaño máximo de los óxidos fue menos de 0.01 jm dentro de la lámina de acero dentro de un intervalo de hasta 0.5 jm desde la superficie.
El Ejemplo Experimental 201 es un ejemplo en el que, dado que la relación entre la presión parcial de vapor de agua P(H2O) y la presión parcial de hidrógeno P(H2), P(H2O)/P(H2), en la zona de reducción en la etapa de calentamiento de la etapa de recocido fue grande, la capa refinada de la superficie de la lámina de acero base fue excesivamente espesa y se produjo excesiva aleación de la capa metalizada, se deterioró la adhesión de metalización.
El Ejemplo Experimental 76 es un ejemplo en el que, dado que la relación entre la presión parcial de vapor de agua P(H2O) y la presión parcial de hidrógeno P(H2), P(H2O)/P(H2), en la zona de reducción en la etapa de calentamiento de la etapa de recocido fue específicamente grande, se produjo descarburación excesiva en la capa superficial y la fracción (V1/V2) de la fase dura se volvió pequeña y se deterioró la resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 20 es un ejemplo en el que dado que la velocidad de enfriamiento promedio (velocidad de enfriamiento promedio 1) entre 760 °C y 700 °C fue baja en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, se formó una gran cantidad de perlita, la ductilidad y expansibilidad de orificios se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 49 es un ejemplo en el que dado que la velocidad de enfriamiento promedio (velocidad de enfriamiento promedio 1) entre 760 °C y 700 °C fue alta en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y la fracción de volumen de la fase de ferrita en el espesor de 1/4 fue baja, no se obtuvo suficiente ductilidad.
El Ejemplo Experimental 139 es un ejemplo en el que dado que la velocidad de enfriamiento promedio (velocidad de enfriamiento promedio 2) entre 650°C y 500°C fue baja en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, se formó una gran cantidad de perlita, la ductilidad y expansibilidad de orificios se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 2 es un ejemplo en el que la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización fue pequeña y la cantidad de Fe en la capa metalizada fue grande en la etapa de metalización, la adhesión de metalización se deterioró.
El Ejemplo Experimental 150 es un ejemplo en el que la cantidad de Al efectivo en el baño de metalización y Al en la capa metalizada aumentó y la relación de la interfaz entre la fase Z y el acero base en la interfaz completa entre la capa metalizada y el acero base, la plegabilidad y la adhesión de metalización se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 12 es un ejemplo en el que dado que el valor de la Expresión (2) fue pequeño en la etapa de metalización y la relación de la interfaz entre la fase Z y el acero base en la interfaz completa entre la capa metalizada y el acero base, la adhesión de metalización se deterioró.
El Ejemplo Experimental 183 es un ejemplo en el que dado que el valor de la Expresión (2) fue grande en la etapa de metalización y la cantidad de Fe en la capa metalizada fue grande en la etapa de metalización, la adhesión de metalización se deterioró.
El Ejemplo Experimental 65 es un ejemplo en el que dado que la presión de soplado de la mezcla de gas que incluye principalmente nitrógeno después de la inmersión fue baja en el baño de metalización en la etapa de metalización, y la cantidad metalizada de la capa de metalización aumentó excesivamente, la soldabilidad por puntos se deterioró.
El Ejemplo Experimental 136 es un ejemplo en el que dado que la presión de soplado de la mezcla de gas que incluye principalmente nitrógeno después de la inmersión fue alta en el baño de metalización en la etapa de metalización, y la cantidad metalizada de la capa de metalización disminuyó, y no se pudo obtener suficiente resistencia a la corrosión.
Los ejemplos Experimentales 7, 15, 30, 42, 82 y 182 son ejemplos en los que el tratamiento de transformación martensítica se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
Los ejemplos Experimentales 3, 36, 45, 67, 90, 103, 105, 109, 144, 151, 164 y 184 son ejemplos en los que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 43 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido. Sin embargo, dado que la temperatura de tratamiento fue alta, se formaron
perlita y cementita gruesa, la ductilidad y la expansibilidad de orificios se deterioraron.
El Ejemplo Experimental 177 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido. Sin embargo, dado que el tiempo de tratamiento fue largo, se formaron perlita y cementita gruesa, y la ductilidad y la expansibilidad de orificios se deterioraron.
Los ejemplos Experimentales 23, 40, 55, 91, 114, 137, 154, 173 y 187 son ejemplos en los que el tratamiento de transformación bainítica 2 se aplicó en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 165 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación bainítica 2 se aplicó en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización. Sin embargo, dado que la temperatura de tratamiento fue alta, se formó una gran cantidad de austenita residual, la plegabilidad se deterioró.
Los ejemplos Experimentales 4, 18, 26, 48, 53, 62, 74, 77, 88, 95, 113, 130, 167 y 189 son ejemplos en los que el tratamiento de recalentamiento se aplicó en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 16 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación martensítica y el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicaron en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
Los Ejemplos Experimentales 8, 111, 133, 140, 156 y 172 son ejemplos en los que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y después el tratamiento de transformación bainítica 2 se aplicó en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
Los Ejemplos Experimentales 22, 33 y 97 son ejemplos en los que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y después el tratamiento de recalentamiento se aplicó en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 10 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación bainítica 2 y el tratamiento de recalentamiento se aplicaron en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 175 es un ejemplo en el que el tratamiento de transformación bainítica 1 se aplicó en la etapa de enfriamiento de la etapa de recocido, y después el tratamiento de transformación bainítica 2 y el tratamiento de recalentamiento se aplicaron en la etapa de enfriamiento después de la etapa de metalización, y se obtuvieron láminas de acero galvanizadas en caliente de alta resistencia excelentes en formabilidad, adhesión de metalización, soldabilidad, resistencia a la corrosión y resistencia a la fatiga.
El Ejemplo Experimental 80 es un ejemplo en el que dado que un diámetro de un rodillo usado para el procesamiento fue pequeño y se introdujo tensión excesiva en la capa superficial de la lámina de acero base en la etapa de procesamiento de flexión-flexión hacia atrás de la etapa de procesamiento, la ductilidad se deterioró.
El Ejemplo Experimental 59 es un ejemplo en el que dado que un diámetro de un rodillo usado para el procesamiento fue grande y no se introdujo suficiente tensión en la capa superficial de la lámina de acero base en la etapa de procesamiento de flexión-flexión hacia atrás de la etapa de procesamiento, y una gran cantidad de austenita residual se presentó en la capa superficial de la lámina de acero base, la plegabilidad se deterioró.
Aunque cada realización y ejemplo experimental de la presente invención se ha descrito en detalle anteriormente, todas estas realizaciones y estos ejemplos experimentales son meramente ejemplos de realizaciones en la implementación de la presente invención. El alcance técnico de la presente invención no debería interpretarse como limitado solo por las realizaciones. Es decir, la presente invención puede implementarse de diversas formas sin alejarse de la idea técnica de la misma o las principales características de la misma.
[Aplicabilidad industrial]
La presente invención es una tecnología eficaz para una lámina de acero galvanizada en caliente de alta resistencia excelente en formabilidad, resistencia a la fatiga, soldabilidad, resistencia a la corrosión y adhesión de metalización, y método de producción de la misma. Según la realización de la presente invención, es posible proporcionar una lámina
de acero galvanizada en caliente de alta resistencia excelente en ductilidad, expansibilidad de orificios y plegabilidad y además excelente en adhesión de metalización después del formado, que tenga un alto límite de fatiga y que tenga excelente soldabilidad por puntos y resistencia a la corrosión, y método de producción de la misma.
Claims (6)
1. Una lámina de acero galvanizada en caliente que comprende:
una lámina de acero base; y
una capa galvanizada en caliente formada en al menos una superficie de la lámina de acero base, en donde: la lámina de acero base incluye:
una composición química que consiste, en % de masa, en
C: de 0.040 % a 0.280 %,
Si: de 0.05 % a 2.00 %,
Mn: de 0.50 % a 3.50 %,
P: de 0.0001 % a 0.1000 %,
S: de 0.0001 % a 0.0100 %,
Al: de 0.001 % a 1.500 %,
N: de 0.0001 % a 0.0100 %, y
O: de 0.0001 % a 0.0100 %, y
opcionalmente uno o dos o más seleccionados de
Ti: de 0.001 % a 0.150 %,
Nb: de 0.001 % a 0.100 %,
V: de 0.001 % a 0.300 %,
Cr: de 0.01 % a 2.00 %,
Ni: de 0.01 % a 2.00 %,
Cu: de 0.01 % a 2.00 %,
Mo: de 0.01 % a 2.00 %,
B: de 0.0001 % a 0.0100 %,
W: de 0.01 % a 2.00 % y
Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM en una cantidad total de 0.0001 % a 0.0100 % y
un resto de Fe e impurezas;
en donde la microestructura en la lámina de acero base es una microestructura en la que, en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en una posición de 1/4 de espesor desde la superficie de la lámina de acero base, por fracción de volumen,
una fase de ferrita es del 40 % o más y 97 % o menos,
una estructura dura que comprende una o más de una fase de bainita, una fase de ferrita bainítica, una fase de martensita fresca y una fase de martensita revenida es un total de 3 % o más,
una fase de austenita residual es de 0 a 8 % por fracción de volumen,
un total de una fase de perlita y una fase de cementita gruesa es de 0 a 8 % por fracción de volumen, en un intervalo de capa superficial de 20 pm de profundidad en la dirección de la lámina de acero desde una interfaz entre la capa galvanizada en caliente y la lámina de acero base, una fracción de volumen de una austenita residual es de 0 a 3 %,
la lámina de acero base incluye una microestructura en la que V1/V2 que es una relación de una fracción de volumen V1 de la estructura dura en el intervalo de capa superficial y una fracción de volumen V2 de la estructura dura en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor centrado en la posición de 1/4 de espesor desde la superficie de lámina de acero base es de 0.10 o más y 0.90 o menos,
un contenido de Fe es de 0.5 % o más a 5.0 % o menos y un contenido de Al es de 0.01 % o más a 1.0 % o menos en la capa galvanizada en caliente, y granos columnares formados de una fase Z están incluidos en la capa galvanizada en caliente,
una relación ((A*/A)*100) de una interfaz (A*) entre la fase Z y la lámina de acero base en una interfaz completa (A) entre la capa metalizada galvanizada en caliente y la lámina de acero base es de 20 % o más,
una capa refinada se forma en el lado de la interfaz en la lámina de acero base, un espesor promedio de la capa refinada es de 0.1 a 5.0 pm, un tamaño de grano promedio de ferrita en la capa refinada es de 0.1 a 3.0 pm, están contenidos uno o dos o más de óxidos de Si y Mn y un tamaño máximo del óxido es de 0.01 a 0.4 pm, en donde la capa refinada es una región que existe en una capa más externa de la lámina de acero base y en donde la capa refinada es una región en la que el tamaño de grano promedio de fase de ferrita que constituye la capa refinada es de 1/2 o menos del tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa inferior de la capa refinada de la lámina de acero base, en donde el límite en el cual el tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa refinada es mayor que 1/2 del tamaño de grano promedio de la ferrita en la capa inferior de la misma se define como un límite entre la capa refinada y la capa inferior de la misma, y
en donde el tamaño máximo de uno o dos o más de óxidos de Si y Mn contenidos en la capa refinada se mide en una sección transversal de espesor paralela a la dirección de laminado de la lámina de acero base.
2. La lámina de acero galvanizada en caliente según la reivindicación 1,
en donde la lámina de acero base comprende, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de
Ti: de 0.001 % a 0.150 %,
Nb: de 0.001 % a 0.100 %, y
V: 0.001 % a 0.300 %.
3. La lámina de acero galvanizada en caliente según la reivindicación 1 o 2,
en donde la lámina de acero base comprende, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de
Cr: de 0.01 % a 2.00 %,
Ni: de 0.01 % a 2.00 %,
Cu: de 0.01 % a 2.00 %,
Mo: de 0.01 % a 2.00 %,
B: de 0.0001 % a 0.0100 %, y
W: 0.01 % a 2.00 %.
4. La lámina de acero galvanizada en caliente según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3,
en donde la lámina de acero base comprende, en % de masa, uno o dos o más seleccionados de Ca, Ce, Mg, Zr, La y REM en una cantidad total de 0.0001 % a 0.0100 %.
5. La lámina de acero galvanizada en caliente según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4,
en donde una relación ((A**/A*)*100) de una interfaz (A**) formada entre granos Z en los que están presentes óxidos gruesos y la lámina de acero base en una interfaz (A*) entre la fase Z y la lámina de acero base en la lámina de acero galvanizada en caliente es de 50 % o menos y en donde los óxidos gruesos tienen un eje mayor de 0.2 pm o más.
6. La lámina de acero galvanizada en caliente según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5,
en donde una cantidad metalizada en una superficie de la lámina de acero base en la capa galvanizada en caliente es de 10 g/m2 o más y 100 g/m2 o menos.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014225612 | 2014-11-05 | ||
| PCT/JP2015/081235 WO2016072477A1 (ja) | 2014-11-05 | 2015-11-05 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| ES2761600T3 true ES2761600T3 (es) | 2020-05-20 |
Family
ID=55909201
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| ES15857601T Active ES2761600T3 (es) | 2014-11-05 | 2015-11-05 | Lámina de acero galvanizada en caliente |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10507629B2 (es) |
| EP (1) | EP3216887B1 (es) |
| JP (1) | JP6390712B2 (es) |
| KR (1) | KR101950618B1 (es) |
| CN (1) | CN107109554B (es) |
| BR (1) | BR112017008460A2 (es) |
| ES (1) | ES2761600T3 (es) |
| MX (1) | MX2017005591A (es) |
| PL (1) | PL3216887T3 (es) |
| TW (1) | TWI564404B (es) |
| WO (1) | WO2016072477A1 (es) |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2761600T3 (es) | 2014-11-05 | 2020-05-20 | Nippon Steel Corp | Lámina de acero galvanizada en caliente |
| CN107148491B (zh) | 2014-11-05 | 2019-08-16 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀锌钢板 |
| WO2016072479A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
| ES2769086T3 (es) * | 2015-04-22 | 2020-06-24 | Nippon Steel Corp | Lámina de acero chapada |
| CN110121568B (zh) * | 2016-12-27 | 2021-02-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度镀锌钢板及其制造方法 |
| JP6822488B2 (ja) * | 2017-01-30 | 2021-01-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| WO2018142450A1 (ja) | 2017-01-31 | 2018-08-09 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| BR112020001163A2 (pt) | 2017-07-31 | 2020-07-21 | Nippon Steel Corporation | chapa de aço galvanizada por imersão a quente |
| CN110914464B (zh) | 2017-07-31 | 2021-10-15 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀锌钢板 |
| TWI675924B (zh) * | 2017-07-31 | 2019-11-01 | 日商日本製鐵股份有限公司 | 熔融鍍鋅鋼板 |
| TWI646218B (zh) * | 2017-07-31 | 2019-01-01 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | Hot-dip galvanized steel sheet |
| CN107829053A (zh) * | 2017-10-26 | 2018-03-23 | 宁波市鄞州永佳电机工具有限公司 | 一种内六角扳手 |
| JP6406475B1 (ja) | 2017-11-20 | 2018-10-17 | 新日鐵住金株式会社 | 焼入れ用Ａｌめっき溶接管、並びにＡｌめっき中空部材及びその製造方法 |
| CN111868290B (zh) * | 2018-03-20 | 2022-05-31 | 日本制铁株式会社 | 热冲压成型体 |
| MX2020009562A (es) * | 2018-03-20 | 2020-10-05 | Nippon Steel Corp | Cuerpo estampado en caliente. |
| MX2020010053A (es) * | 2018-03-30 | 2020-10-15 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero galvanizada-recocida. |
| WO2020245627A1 (en) * | 2019-06-03 | 2020-12-10 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| US12091723B2 (en) | 2020-06-30 | 2024-09-17 | Jfe Steel Corporation | Galvanized steel sheet, member, and method for producing them |
| JP7481652B2 (ja) * | 2020-10-12 | 2024-05-13 | 日本製鉄株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2022138395A1 (ja) * | 2020-12-24 | 2022-06-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (43)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3198902B2 (ja) * | 1995-12-11 | 2001-08-13 | 日本鋼管株式会社 | 薄目付け溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP3139353B2 (ja) | 1995-12-11 | 2001-02-26 | 日本鋼管株式会社 | 薄目付け溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JPH09167819A (ja) | 1995-12-15 | 1997-06-24 | Mitsubishi Cable Ind Ltd | ヒートパイプ冷却器 |
| JP3126911B2 (ja) | 1995-12-27 | 2001-01-22 | 川崎製鉄株式会社 | めっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JPH09241812A (ja) * | 1996-03-01 | 1997-09-16 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP3520741B2 (ja) | 1997-11-05 | 2004-04-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| KR100595947B1 (ko) | 1998-09-29 | 2006-07-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박강판, 고강도 합금화 용융아연도금 강판 및이들의 제조방법 |
| JP3752898B2 (ja) | 1999-07-15 | 2006-03-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4552310B2 (ja) | 1999-11-08 | 2010-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP3661559B2 (ja) | 2000-04-25 | 2005-06-15 | 住友金属工業株式会社 | 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板とその製造方法 |
| JP3536814B2 (ja) * | 2000-11-29 | 2004-06-14 | 住友金属工業株式会社 | 美麗な溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP3898923B2 (ja) | 2001-06-06 | 2007-03-28 | 新日本製鐵株式会社 | 高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 |
| JP5087813B2 (ja) | 2001-08-31 | 2012-12-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4631241B2 (ja) | 2001-09-21 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度延性バランス、めっき密着性と耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2004124187A (ja) | 2002-10-03 | 2004-04-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 密着性・溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4119804B2 (ja) | 2003-08-19 | 2008-07-16 | 新日本製鐵株式会社 | 密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP4192051B2 (ja) | 2003-08-19 | 2008-12-03 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と製造設備 |
| JP4457673B2 (ja) | 2004-01-19 | 2010-04-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4966485B2 (ja) | 2004-08-25 | 2012-07-04 | 住友金属工業株式会社 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP4837464B2 (ja) | 2006-07-11 | 2011-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| EP1980638B2 (en) * | 2006-01-30 | 2022-05-11 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot-dip zinced steel sheet excellent in moldability and suitability for plating, high-strength alloyed hot-dip zinced steel sheet, and processes for producing these |
| JP4790525B2 (ja) | 2006-07-19 | 2011-10-12 | 新日本製鐵株式会社 | 耐チッピング性に優れた高強度合金化溶融めっき鋼板 |
| MX2011012371A (es) | 2009-05-27 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero bañada en caliente, y lamina de acero bañada en caliente aleada que tienen excelentes caracteristicas a la fatiga, alargamiento y colision y metodo de fabricacion para tales laminas de acero. |
| JP5703608B2 (ja) | 2009-07-30 | 2015-04-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| MX360965B (es) | 2009-11-30 | 2018-11-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Placa de acero de alta resistencia con resistencia a la tracción final de 900 mpa o mas, excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrógeno y método de producción de la misma. |
| JP5370104B2 (ja) | 2009-11-30 | 2013-12-18 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP5434960B2 (ja) | 2010-05-31 | 2014-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US8852753B2 (en) | 2010-07-09 | 2014-10-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvanized steel sheet |
| KR20120041544A (ko) | 2010-10-21 | 2012-05-02 | 주식회사 포스코 | 도금성, 도금밀착성 및 스폿용접성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
| US20120100391A1 (en) | 2010-10-21 | 2012-04-26 | Posco | Hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating qualities, plating adhesion and spot weldability and manufacturing method thereof |
| CA2842897C (en) | 2011-07-29 | 2016-09-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength galvanized steel sheet excellent in bendability and manufacturing method thereof |
| BR112014007545B1 (pt) | 2011-09-30 | 2019-05-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência, chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência ligada e método para produção das mesmas. |
| TWI507535B (zh) | 2011-09-30 | 2015-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Alloyed molten galvanized steel sheet |
| TWI467028B (zh) * | 2011-09-30 | 2015-01-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent impact resistance and its manufacturing method and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof |
| TWI507538B (zh) | 2011-09-30 | 2015-11-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | With excellent burn the attachment strength of the hardenable galvannealed steel sheet, a high strength galvannealed steel sheet and manufacturing method, etc. |
| CN103827341B (zh) | 2011-09-30 | 2016-08-31 | 新日铁住金株式会社 | 热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| TWI499675B (zh) * | 2011-09-30 | 2015-09-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same |
| EP2765212B1 (en) | 2011-10-04 | 2017-05-17 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| TWI468534B (zh) | 2012-02-08 | 2015-01-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高強度冷軋鋼板及其製造方法 |
| CN102787271A (zh) | 2012-07-17 | 2012-11-21 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种460MPa级高表面质量结构用热镀锌钢板的生产方法及其产品 |
| KR101403076B1 (ko) | 2012-09-03 | 2014-06-02 | 주식회사 포스코 | 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
| CN107148491B (zh) | 2014-11-05 | 2019-08-16 | 日本制铁株式会社 | 热浸镀锌钢板 |
| ES2761600T3 (es) | 2014-11-05 | 2020-05-20 | Nippon Steel Corp | Lámina de acero galvanizada en caliente |
-
2015
- 2015-11-05 ES ES15857601T patent/ES2761600T3/es active Active
- 2015-11-05 MX MX2017005591A patent/MX2017005591A/es unknown
- 2015-11-05 US US15/522,409 patent/US10507629B2/en active Active
- 2015-11-05 BR BR112017008460A patent/BR112017008460A2/pt active Search and Examination
- 2015-11-05 KR KR1020177011341A patent/KR101950618B1/ko active IP Right Grant
- 2015-11-05 TW TW104136602A patent/TWI564404B/zh not_active IP Right Cessation
- 2015-11-05 JP JP2016557816A patent/JP6390712B2/ja active Active
- 2015-11-05 EP EP15857601.7A patent/EP3216887B1/en active Active
- 2015-11-05 WO PCT/JP2015/081235 patent/WO2016072477A1/ja active Application Filing
- 2015-11-05 CN CN201580058891.9A patent/CN107109554B/zh active Active
- 2015-11-05 PL PL15857601T patent/PL3216887T3/pl unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2016072477A1 (ja) | 2017-09-07 |
| EP3216887A1 (en) | 2017-09-13 |
| EP3216887A4 (en) | 2018-04-25 |
| KR20170060139A (ko) | 2017-05-31 |
| BR112017008460A2 (pt) | 2017-12-26 |
| KR101950618B1 (ko) | 2019-02-20 |
| WO2016072477A1 (ja) | 2016-05-12 |
| TW201623651A (zh) | 2016-07-01 |
| MX2017005591A (es) | 2017-07-04 |
| PL3216887T3 (pl) | 2020-05-18 |
| CN107109554B (zh) | 2018-11-09 |
| US10507629B2 (en) | 2019-12-17 |
| US20170313028A1 (en) | 2017-11-02 |
| TWI564404B (zh) | 2017-01-01 |
| JP6390712B2 (ja) | 2018-09-19 |
| EP3216887B1 (en) | 2019-10-09 |
| CN107109554A (zh) | 2017-08-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| ES2761600T3 (es) | Lámina de acero galvanizada en caliente | |
| ES2748019T3 (es) | Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente | |
| KR101913986B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 | |
| EP2813595B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same | |
| ES2730891T3 (es) | Lámina de acero recocido y galvanizado de alta resistencia | |
| JP6414371B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| KR102344787B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 | |
| JP6315155B1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| MX2014003715A (es) | Placa de acero galvanizado por inmersion en caliente, de alta resistencia, que tiene excelente resistencia al impacto y metodo para producir la misma, y lamina de acero galvanizado por inmersion en caliente, aleada, de alta resistencia y metodo para producir la misma. | |
| WO2019187090A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 |