ES2339292T3 - Procedimiento de fabricacion de chapas de acero con caracteristicas muy elevadas, de resistencia, ductilidad y tenacidad, y chapas asi producidas. - Google Patents
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Abstract
Chapa de acero laminada en caliente de resistencia superior a los 1200 MPa, con una relación límite de elasticidad/resistencia Re/Rm inferior a 0,75, con un alargamiento a la ruptura superior al 10%, cuya composición contiene, los contenidos que se expresan en peso: 0,10% <=q C <=q 0,25% 1% <=q Mn <=q 3% Al >=q 0,015% Si <=q 1,985% Mo <=q 0,30% Cr <=q 1,5% S <=q 0,015% P <=q 0,1% Co <=q 1,5% B <=q 0,005% entendiéndose que 1% <=q Si + Al <=q 2% Cr + (3 x Mo) >=q 0,3% estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables resultantes de la elaboración, estando la microestructura de dicho acero constituida por al menos un 75% de bainita, austenita residual en cantidad superior o igual al 5%, y martensita en cantidad superior o igual al 2%.
Description
Procedimiento de fabricación de chapas de acero
con características muy elevadas, de resistencia, ductilidad y
tenacidad, y chapas así producidas.
La invención se refiere a la fabricación de
chapas laminadas en caliente de aceros denominados
"multifásicos", que presentan simultáneamente una resistencia
muy elevada y una capacidad de deformación que permiten realizar
operaciones de conformación en frío. La invención se refiere más
precisamente a aceros con microestructura mayoritariamente
bainitica que presentan una resistencia superior a los 1200 MPa y
una relación límite de elasticidad/resistencia inferior a 0,75. El
sector del automóvil y la industria general constituyen
particularmente ámbitos de aplicación de estas chapas de acero
laminadas en caliente.
Existe en particular en la industria del
automóvil una necesidad continua de aligeramiento de los vehículos
y de incremento de la seguridad. Es así como se ha propuesto varias
familias de aceros que ofrecen diferentes niveles de
resistencia:
Primeramente se han propuesto aceros que
comprenden elementos de microaleación cuyo endurecimiento se obtiene
simultáneamente por precipitación y por afinamiento del tamaño de
los granos. El desarrollo de estos aceros ha sido seguido por el de
aceros "Dual-Phase" donde la presencia de
martensita en el seno de una matriz ferrítica permite obtener una
resistencia superior a los 450 MPa asociada con un buen
comportamiento en la formación en frío.
Con el fin de obtener niveles de resistencia aún
superiores, se han desarrollado aceros que presentan un
comportamiento "TRIP" (Transformation Induced Plasticity) con
combinaciones de propiedades
(resistencia-comportamiento en la deformación) muy
ventajosas: estas propiedades van ligadas a la estructura de estos
aceros constituida por una matriz ferrítica que comprende bainita y
austenita residual. La austenita residual se estabiliza gracias a
una adición de silicio o de aluminio, retrasando estos elementos la
precipitación de los carburos en la austenita y en la bainita. La
presencia de austenita residual confiere una ductilidad elevada a
una chapa sin deformar. Bajo el efecto de una deformación ulterior,
por ejemplo en una solicitación uniaxial, la austenita residual de
una pieza de acero TRIP se transforma progresivamente en martensita,
lo cual se traduce por una consolidación importante y retrasa la
aparición de una estricción.
Para alcanzar una resistencia aún más elevada,
es decir un nivel superior de 800-1000 MPa, se han
desarrollado aceros multifásicos con estructura mayoritariamente
bainitica: en la industria del automóvil o en la industria general,
estos aceros se utilizan con provecho para piezas estructurales
tales como travesaños de parachoques, montantes, refuerzos
diversos, piezas de desgaste resistentes a la abrasión. El
comportamiento en la conformación de estas piezas requiere sin
embargo simultáneamente un alargamiento suficiente, superior al 10%
así como una relación (límite de elasticidad/resistencia) no
demasiado elevada con el fin de disponer de una reserva de
plasticidad suficiente.
La patente US 6.364.968 describe la fabricación
de chapas laminadas en caliente microaleadas con niobio o con
titanio, con una resistencia superior a los 780 MPa de estructura
bainitica o bainito-martensitica que comprende al
menos un 90% de bainita con un tamaño de grano inferior a 3
micrómetros: los ejemplos de realización en la patente muestran que
la resistencia obtenida sobrepasa a penas los 1200 MPa,
conjuntamente con una relación Re/R_{m} superior a 0,75. Se
aprecia igualmente que los carburos presentes en este tipo de
estructura muy mayoritariamente bainítica conducen a un deterioro
mecánico en caso de solicitación, por ejemplo en ensayos de
expansión de orificios.
La patente US 4.472.208 describe igualmente la
fabricación de chapas de acero laminadas en caliente
micro-aleadas con titanio de estructura
mayoritariamente bainitica, que comprenden al menos un 10% de
ferrita, y preferentemente de un 20 a un 50% de ferrita, así como
una precipitación de carburos de titanio TiC. Debido a la importante
cantidad de ferrita, la resistencia de las clases fabricadas según
esta invención es sin embargo inferior a los 1000 MPa, valor que
puede ser insuficiente para algunas aplicaciones.
La patente JP2004332100 describe la fabricación
de chapas laminadas en caliente con resistencia superior a los 800
MPa, con estructura mayoritariamente bainítica, conteniendo menos de
un 3% de austenita residual. Con el fin de obtener valores elevados
de resistencia, adiciones costosas de niobio deben sin embargo ser
efectuadas.
La patente JP2004190063 describe la fabricación
de chapas de acero laminadas en caliente de elevada resistencia
cuyo producto resistencia-alargamiento es superior
a los 20000 MPa %, y conteniendo austenita. Estos aceros contienen
sin embargo adiciones costosas de cobre, en relación con el
contenido en azufre.
Un acero de elevada ductilidad con un 1% \leq
Si + Al \leq 3% y una estructura constituida por martensita y/o
bainita inferior así como un 5-30% de austenita
residual con una participación facultativa de Ti, V, Zr o Nb se
describe en el documento EP725156.
La presente invención tiene por objeto resolver
los problemas mencionados anteriormente. La misma trata de poner a
disposición un acero laminado en caliente que presente una
resistencia mecánica superior a los 1200 MPa conjuntamente con una
buena formabilidad en frío, una relación de Re/R_{m} inferior al
0,75, un alargamiento a la ruptura superior al 10%. La invención
se refiere igualmente a poner a disposición un acero poco sensible
al deterioro durante el corte por un procedimiento mecánico.
La invención se refiere igualmente a disponer de
un acero que presente una buena tenacidad con el fin de resistir a
la propagación brutal de un defecto, particularmente en caso de
solicitación dinámica. Se busca una energía de ruptura Charpy V
superior a los 28 Joules a 20ºC. La invención se refiere igualmente
a disponer de un acero que presente un buen comportamiento a la
soldadura por medio de los procedimientos de ensamblado habituales
dentro de una gama de espesores que oscila entre 1 a como máximo 30
milímetros, particularmente en soldadura por resistencia por puntos
o por arco, en particular en soldadura MAG ("Metal Active
Gas"). La invención se refiere igualmente a poner a disposición
un acero cuya composición no comprenda elementos de
micro-aleación costosos tales como el titanio, el
niobio o el vanadio. De este modo, el coste de fabricación se baja
y los esquemas de fabricación termomecánicos se simplifican. La
invención se refiere también a poner a disposición un acero que
presente un límite de endurecimiento a la fatiga muy elevado. La
invención se refiere además a poner a disposición un procedimiento
de fabricación cuyas pequeñas variaciones de los parámetros no
lleven consigo modificaciones importantes de la microestructura o de
las propiedades mecánicas.
Con este fin, la invención tiene por objeto una
chapa de acero laminada en caliente de resistencia superior a los
1200 MPa, de relación Re/R_{m} inferior a 0,75, de alargamiento a
la ruptura superior al 10%, cuya composición contiene, expresándose
los contenidos en peso: 0,10% \leq C \leq 0,25%, 1% \leq Mn
\leq 3%, Al \geq 0,015%, Si \leq 1,985%, Mo \leq 0,030%, Cr
\leq 1,5%, S \leq 0,015%, P \leq 0,1%, Co \leq 1,5%, B
\leq 0,005%, entendiéndose que un 1% \leq Si + Al \leq 2%, Cr
+ (3 x Mo) \geq 0,3%, estando el resto de la composición
constituido por hierro e impurezas inevitables resultantes de la
elaboración, estando la microestructura del acero constituida por
al menos un 75% de bainita, de austenita residual en cantidad
superior o igual al 5%, y de martensita en cantidad superior o
igual al 2%.
Preferentemente, el contenido en carbono de la
chapa de acero es tal como: 0,10% < C < 0,15%.
Preferentemente también, el contenido en carbono
es tal como: 0,15% < C \leq 0,17%.
Según un modo preferido, el contenido en carbono
es tal como: 0,17% < C \leq 0,22%.
Preferentemente, el contenido en carbono es tal
como: 0,22% < C \leq 0,25%.
Según un modo de realización preferido, la
composición de acero comprende: 1% \leq Mn \leq 1,5%.
Preferentemente también, la composición del
acero es tal como: 1,5% < Mn \leq 2,3%.
A título preferencial, la composición del acero
comprende: 2,3% < Mn \leq 3%.
Según un modo preferido, la composición del
acero comprende: 1,2% \leq Si \leq 1,8%.
Preferentemente, la composición del acero
comprende: 1,2% \leq Al \leq 1,8%.
Según un modo preferido, la composición del
acero es tal como: Mo \leq 0,010%.
\vskip1.000000\baselineskip
La invención tiene igualmente por objeto una
chapa de acero cuyo contenido en carbono de la austenita residual
es superior al 1% en peso.
La invención tiene igualmente por objeto una
chapa de acero, que comprende carburos entre las laminillas planas
de bainita, cuyo número N de carburos interlaminillas planas de
tamaño superior a 0,1 micrómetros por unidad de superficie es
inferior o igual a 50000/mm^{2}.
La invención tiene igualmente por objeto una
chapa de acero que comprende islotes de
martensita-austenita residual, cuyo número N_{MA}
por unidad de superficie, islotes de
martensita-austenita residual cuyo tamaño máximo
L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de alargamiento
\frac{L_{max}}{L_{min}} es inferior a 4, o sea inferior a
14000/mm^{2}.
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en
caliente de resistencia superior a los 1200 MPa, de relación Re/Rm
inferior a 0,75, de caliente alargamiento a la ruptura superior al
10%, según el cual:
- -
- se suministra un acero con la composición indicada anteriormente,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero,
- -
- se lleva el subproducto a una temperatura superior a los 1150ºC,
- -
- se lamina en caliente el subproducto en una gama de temperaturas donde la estructura del acero es completamente austenítica,
- -
- luego se refrigera la chapa así obtenida a partir de una temperatura T_{DR} situada por encima de Ar3 hasta una temperatura de transformación T_{FR} de tal modo que la velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y T_{FR} se encuentre comprendida entre los 50 y los 90ºC/s y que la temperatura T_{FR} se encuentre comprendida entre B'_{s} y M_{s} + 50ºC, designando B'_{s} una temperatura definida con relación a la temperatura Bs de comienzo de transformación bainitica, y designando M_{s} la temperatura de comienzo de transformación martensítica, luego
- -
- se refrigera la chapa a partir de la temperatura T_{FR} con una velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} comprendida entre 0,08ºC/min y 600ºC/min hasta la temperatura ambiente,
- -
- siendo la temperatura B's igual a Bs cuando la velocidad V'_{R} es superior o igual a 0,08ºC/min e inferior o igual a 2ºC/min,
- -
- siendo la temperatura B's igual a Bs + 60ºC cuando la velocidad V'_{R} es superior a 2ºC/min e inferior o igual a 600ºC/min.
\vskip1.000000\baselineskip
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en
caliente de resistencia superior a los 1200 MPa, de relación Re/Rm
inferior a 0,75, de alargamiento a la ruptura superior al 10%,
según el cual:
- -
- se suministra un acero con la composición dada anteriormente,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero,
- -
- se lleva el subproducto a una temperatura superior a 1150ºC y se le lamina en caliente en una gama de temperaturas donde la microestructura del acero es completamente austenítica, luego
- -
- se refrigera la chapa así obtenida a partir de una temperatura T_{DR} situada por encima de Ar3 hasta una temperatura intermedia T_{I} con una velocidad de refrigeramiento V_{R1} superior o igual a 70ºC/s, siendo la temperatura T_{I} inferior o igual a 650ºC, luego
- -
- se refrigera la chapa a partir de la temperatura T_{I} hasta una temperatura T_{FR}, estando la temperatura T_{FR} comprendida entre B'_{s} y M_{s} + 50ºC, designando B'_{s} una temperatura definida con relación a la temperatura Bs de comienzo de transformación bainitica, y designando M_{s} la temperatura de comienzo de transformación martensítica,
de tal modo que la velocidad de refrigeración
entre la temperatura T_{DR} y la temperatura T_{FR} se
encuentre comprendida entre los 20 y los 90ºC/s, luego
- -
- se refrigera la chapa a partir de la temperatura T_{FR} con una velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} comprendida entre 0,08ºC/min y 600ºC/min hasta la temperatura ambiente,
- -
- siendo la temperatura B's igual a Bs cuando la velocidad V'_{R} se encuentra comprendida entre 0,08 y 2ºC/min.
- -
- siendo la temperatura B's igual a Bs+60ºC cuando la velocidad V'_{R} es superior a 2ºC/min e inferior o igual a 600ºC/min.
\vskip1.000000\baselineskip
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminada en
caliente según el cual
- -
- se suministra un acero con la composición indicada anteriormente,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero,
- -
- se lleva el subproducto a una temperatura superior a los 1150ºC,
- -
- se lamina en caliente el subproducto a una gama de temperaturas donde la estructura del acero es completamente austenítica,
- -
- se ajusta la temperatura de comienzo de refrigeración primaria T_{DR} situada por encima de Ar3, la temperatura de final de refrigeración primaria T_{FR}, la velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y T_{FR}, y la velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} de tal modo que la microestructura del acero esté constituida por al menos un 75% de bainita, austenita residual en cantidad superior o igual al 5%, y martensita en cantidad superior o igual al 2%.
\vskip1.000000\baselineskip
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento de fabricación según el cual se ajusta la temperatura
de comienzo de refrigeración primaria T_{DR} situada por encima
de Ar3, la temperatura de final de refrigeración primaria T_{FR},
la velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y
T_{FR}, y la velocidad de refrigeración secundaria V'_{R}, de
tal forma que el contenido en carbono de la austenita residual sea
superior a un 1% en peso.
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento según el cual se ajusta la temperatura de comienzo de
refrigeración primaria T_{DR} situada por encima de Ar3, la
temperatura de final de refrigeración primaria T_{FR}, la
velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y
T_{FR}, y la velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} de
tal modo que el número de carburos interlaminillas planas de tamaño
superior a 0,1 micrómetro por unidad de superficie sea inferior o
igual a 50000/mm^{2}.
La invención tiene igualmente por objeto un
procedimiento según el cual se ajusta la temperatura de comienzo de
refrigeración primaria T_{DR} situada por encima de Ar3, la
temperatura de final de refrigeración primaria T_{FR}, la
velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y
T_{FR}, y la velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} de
tal forma que el número N_{MA} por unidad de superficie, de
islotes de martensita-austenita residual cuyo tamaño
máximo L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de
alargamiento \frac{L_{max}}{L_{min}} es inferior a 4, o sea
inferior a 14000/mm^{2}.
La invención tiene igualmente por objeto la
utilización de una chapa de acero laminada en caliente según las
características descritas anteriormente, o fabricada por un
procedimiento según uno de los modos indicados anteriormente, para
la fabricación de piezas de estructura o de elementos de refuerzo,
en el ámbito del automóvil.
La invención tiene igualmente por objeto la
utilización de una chapa de acero laminada en caliente según las
características descritas anteriormente, o fabricada por un
procedimiento según uno de los modos indicados anteriormente, para
la fabricación de refuerzos y piezas de estructura para la industria
general, y de piezas de resistencia a la abrasión.
Otras características y ventajas de la invención
aparecerán en el transcurso de la descripción que sigue, dada a
título de ejemplo y realizada con referencia a las figuras adjuntas
según las cuales:
- La figura 1 presenta una descripción
esquemática de un modo de realización del procedimiento de
fabricación según la invención, en relación con un diagrama de
transformación a partir de la austenita.
- La figura 2 presenta un ejemplo de
microestructura de una chapa de acero según la invención.
En condiciones de refrigeración usuales después
del laminado en caliente, un acero que contiene aproximadamente un
0,2%C y 1,5% Mn se transforma, en una refrigeración realizada a
partir de la austenita, en bainita compuesta por laminillas planas
de ferrita y carburos. Además, la microestructura puede contener una
cantidad más o menos importante de ferrita o
pro-eutectoide formada a temperatura relativamente
elevada. Sin embargo, el límite de fluidez de este constituyente es
bajo, aunque no sea posible obtener un nivel de resistencia muy
elevado cuando este constituyente está presente. Los aceros según la
invención no comprenden ferrita pro-eutectoide. De
este modo, la resistencia mecánica se incrementa de forma
importante, más allá de los 1200 MPa. Gracias a las composiciones
según la invención, la precipitación de carburos interlaminillas
planas se retrasa igualmente, la microestructura está entonces
constituida por bainita, austenita residual, y martensita resultante
de la transformación de la austenita. La estructura presenta además
un aspecto de finos paquetes bainíticos (designando un paquete un
conjunto de laminillas planas paralelas en el seno de un mismo
antiguo grano austenítico) cuya resistencia y ductilidad son
superiores a las de la ferrita poligonal. El tamaño de las
laminillas planas de bainita es del orden algunas centenas de
manómetros, el tamaño de los paquetes de laminillas planas, del
orden de algunos micrómetros.
En lo que respecta a la composición química del
acero, el carbono juega un papel muy importante en la formación de
la microestructura y sobre las propiedades mecánicas: A partir de un
estructura austenítica formada a temperatura elevada después del
laminado de una chapa en caliente, se produce una transformación
bainítica, y se forman inicialmente laminillas planas de ferrita
bainítica en el seno de una matriz aún mayoritariamente austenítica.
Debido a la solubilidad inferior del carbono en la ferrita con
relación a la en la austenita, el carbono es expulsado entre las
tiras planas. Gracias a algunos elementos de aleación presentes en
las composiciones según la invención, en particular gracias a las
adiciones combinadas de silicio y aluminio, la precipitación de
carburos, particularmente de cementita, interviene de forma muy
limitada. Así, la austenita interlaminillas planas, aún sin
transformar, se enriquece progresivamente con carbono prácticamente
sin que ninguna precipitación significativa de carburos se produzca
en la superficie intermedia de austenita-bainita.
Este enriquecimiento es tal que la austenita se estabiliza, es
decir que la transformación martensitica de la mayor parte de esta
austenita no se produce prácticamente en la refrigeración hasta la
temperatura ambiente. Una cantidad limitada de martensita aparece
en forma de islotes, contribuyendo al aumento de la
resistencia.
resistencia.
El carbono retrasa igualmente la formación de la
ferrita pro-eutectoide cuya presencia debe ser
evitada para obtener niveles elevados de resistencia mecánica.
Según la invención, el contenido en carbono se
encuentra comprendido entre 0,10 y 0,25% en peso: Por debajo de
0,10%, una resistencia suficiente no puede ser obtenida y la
estabilidad de la austenita residual no es satisfactoria. Más allá
del 0,25%, la soldabilidad se reduce por motivos de la formación de
microestructuras de baja tenacidad en la Zona Afectada por el Calor
o en la zona fundida en condiciones de soldadura autógena.
Según un primer modo preferido, el contenido en
carbono se encuentra comprendido entre un 0,10 y un 0,15%; dentro
de este margen, la soldabilidad es muy satisfactoria y la tenacidad
obtenida resulta particularmente elevada. La fabricación por colada
continua es particularmente cómoda debido a un modo de
solidificación favorable.
Según un segundo modo preferido, el contenido en
carbono es superior al 0,15% e inferior o igual al 0,17%: dentro de
este margen, la soldabilidad es satisfactoria y la tenacidad
obtenida es elevada.
Según un tercer modo preferido, el contenido en
carbono es superior al 0,17% e inferior o igual al 0,22%; esta gama
de composiciones combina de forma óptima propiedades de resistencia
por una parte, de ductilidad, de tenacidad y de soldabilidad por
otra parte.
Según un cuarto modo preferido, el contenido en
carbono es superior al 0,22% e inferior o igual al 0,25%; se
obtienen de este modo los niveles de resistencia mecánica más
elevados en detrimento de una ligera disminución de la
tenacidad.
En cantidades comprendidas entre un 1 y un 3% en
peso, una adición de manganeso, elemento de carácter gammageno,
estabiliza la austenita bajando la temperatura de transformación
Ar3. El manganeso contribuye igualmente a desoxidar el acero en la
elaboración en fase líquida. La adición de manganeso participa
igualmente en un endurecimiento eficaz en solución sólida y en la
obtención de una resistencia incrementada. Preferentemente, el
manganeso se encuentra comprendido entre un 1 y un 1,5%: se combina
de este modo un endurecimiento satisfactorio sin riesgo de
formación de estructura en bandas nefasto. Preferentemente también,
el contenido en manganeso es superior a un 1,5% e inferior o igual
al 2,3%. De este modo, los efectos buscados indicados anteriormente
son obtenidos sin aumentar por ello de forma excesiva la
templabilidad en los conjuntos soldados. A título igualmente
preferencial, el manganeso es superior al 2,3% e inferior o igual al
3%. Más allá del 3%, el riesgo de precipitación de carburos o de
formación de estructuras en bandas nefasto, se hace demasiado
importante. En las condiciones definidas según la invención, en
combinación con las adiciones de molibdeno y/o de cromo, una
resistencia superior a 1300 MPa puede ser obtenida.
El silicio y el aluminio, de forma conjunta,
juegan un papel importante según la invención.
El silicio inhibe la precipitación de la
cementita en la refrigeración a partir de la austenita retrasando
considerablemente el crecimiento de los carburos: esto proviene del
hecho de que la solubilidad del silicio en la cementita es muy baja
y de que este elemento aumenta la actividad del carbono en la
austenita: de este modo, si un germen eventual de cementita se
forma en la superficie intermedia de
ferrita-austenita, el silicio es expulsado por la
superficie intermedia. La actividad del carbono se aumenta entonces
en esta zona austenítica enriquecida con silicio. El crecimiento de
la cementita se retrasa entonces ya que el gradiente de carbono
entre la cementita y la zona austenítica próxima se reduce. Una
adición de silicio contribuye por consiguiente a estabilizar una
cantidad suficiente de austenita residual en forma de películas
finas que aumentan localmente la resistencia al deterioro y que
evitan la formación de carburos fragilizantes.
El aluminio es un elemento muy eficaz para la
desoxidación del acero. A este respecto, su contenido es superior o
igual al 0,015%. Como el silicio, es muy poco soluble en la
cementita y estabiliza la austenita residual.
Se ha evidenciado que los efectos del aluminio y
del silicio en la estabilización de la austenita son muy similares:
Cuando los contenidos en silicio y en aluminio son tales como:
1%\leq Si + Al \leq 2%, se obtiene una estabilización
satisfactoria de la austenita, lo cual permite formar las
microestructuras buscadas manteniendo las propiedades de uso
satisfactorias. Habida cuenta del hecho de que el contenido mínimo
en aluminio es del 0,015%, el contenido en silicio es inferior o
igual al 1,985%.
Preferentemente, el contenido en silicio se
encuentra comprendido entre un 1,2 y un 1,8%: de este modo, se
evita la precipitación de carburos y se obtiene una excelente
soldabilidad; no se observa fisuración en la soldadura MAG, con una
latitud suficiente en términos de parámetros de soldadura. Las
soldaduras por resistencia por puntos están igualmente exentas de
defectos. Por otro lado, como el silicio estabiliza la fase
ferrítica, una cantidad inferior o igual al 1,8% permite evitar la
formación de ferrita pro-eutectoide indeseable. Una
adición excesiva de silicio provoca igualmente la formación de
óxidos fuertemente adherentes y la aparición eventual de defectos
superficiales, que conducen particularmente a una falta de
humectabilidad en las operaciones de galvanización por
inmersión.
Preferentemente también, estos efectos se
obtienen cuando el contenido en aluminio se encuentra comprendido
entre un 1,2 y un 1,8%. Con contenido equivalente, los efectos del
aluminio son en efecto muy similares a los observados anteriormente
para el silicio. El riesgo de aparición de defectos superficiales es
sin embargo reducido.
El molibdeno retrasa la transformación
bainitica, contribuye al endurecimiento mediante solución sólida y
afina igualmente el tamaño de las laminillas planas bainíticas
formadas. Según la invención, el contenido en molibdeno es inferior
o igual al 0,3% para evitar la formación excesiva de estructuras de
temple.
\newpage
En cantidad inferior al 1,5%, el cromo tiene un
efecto sustancialmente análogo al molibdeno ya que contribuye
igualmente a evitar la formación de ferrita
pro-eutectoide así como al endurecimiento y al
afinamiento de la microestructura bainítica.
Según la invención, los contenidos en cromo y
molibdeno son tales como: Cr + (3 x Mo) \geq 0,3%.
Los coeficientes del cromo y del molibdeno en
esta relación traducen el comportamiento respectivo más o menos
grande de estos dos elementos en el retraso de la transformación
ferrítica: cuando la desigualdad indicada anteriormente es
satisfactoria, la formación de ferrita
pro-eutectoide es evitada en las condiciones de
refrigeración específicas según la invención.
Sin embargo, el molibdeno, es un elemento
costoso: los inventores han evidenciado que se podía fabricar un
acero de forma particularmente económica limitando el contenido en
molibdeno al 0,010% y compensado esta reducción mediante una
adición de cromo para respetar la relación: Cr + (3 x Mo) \geq
0,3%.
En cantidad superior al 0,015%, el azufre tiende
a precipitar en cantidad excesiva en forma de sulfuros de manganeso
que reducen fuertemente el comportamiento en la conformación.
El fósforo es un elemento conocido por segregar
en las juntas granos. Su contenido debe limitarse al 0,1% con el
fin de mantener una ductilidad en caliente suficiente. Las
limitaciones en azufre y en fósforo permiten igualmente obtener una
buena soldabilidad en la soldadura por puntos.
El acero puede igualmente comprender cobalto: en
cantidad inferior o igual al 1,5%, este elemento endurecedor
permite aumentar el contenido en carbono en la austenita residual.
La cantidad debe limitarse igualmente por razones de costes.
El acero puede igualmente comprender boro en
cantidad inferior o igual al 0,005%. Una adición de este tipo
aumenta la templabilidad y contribuye a la supresión de la ferrita
pro-eutectoide. Permite también aumentar los
niveles de resistencia.
El resto de la composición está constituido por
impurezas inevitables resultantes de la elaboración, tales como por
ejemplo el nitrógeno.
Según la invención, la microestructura del acero
está constituida por al menos un 75% de bainita, austenita residual
en cantidad superior o igual al 5%, y martensita en cantidad
superior o igual al 2%, refiriéndose estos contenidos en
porcentajes superficiales. Esta estructura bainítica mayoritaria,
sin ferrita proeutectoide, confiere una resistencia muy buena a un
dañado mecánico ulterior.
La microestructura de la chapa laminada en
caliente según la invención contiene una cantidad superior o igual
al 5% de austenita residual, que se prefiere rica en carbono,
estabilizada a temperatura ambiente particularmente por las
adiciones de silicio y aluminio. La austenita residual se presenta
en forma de islotes y de películas interlaminillas planas en la
bainita, oscilando de unas centésimas de micrómetros a algunos
micrómetros.
Una cantidad de austenita residual inferior al
5% solo permite las películas interlaminillas planas aumentando de
modo significativo la resistencia al dañado.
Preferentemente, el contenido en carbono de la
austenita residual es superior al 1% con el fin de reducir la
formación de los carburos y obtener una austenita residual lo
suficientemente estable a temperatura ambiente.
La figura 2 presenta un ejemplo de
microestructura de una chapa de acero según la invención: La
austenita residual A en contenido superficial aquí igual al 7%,
aparece en blanco, en forma de islotes o de películas. La
martensita M, en contenido superficial aquí igual al 15%, se
presenta aquí en forma de constituyente muy oscuro sobre una matriz
bainitica B que aparece en gris.
En el seno de algunos islotes, el contenido
local en carbono y por consiguiente la templabilidad local pueden
variar. La austenita residual está entonces asociada localmente con
la martensita en el seno de estos islotes, que se designa bajo el
término de islotes "M-A", que asocian
Martensita y Austenita residual. En el marco de la invención, se ha
evidenciado que una morfología específica de los islotes
M-A era a buscar particularmente. La morfología de
los islotes M-A puede revelarse por medio de
reactivos químicos apropiados y conocidos por si mismos: después
del ataque químico, los islotes M-A aparecen por
ejemplo en blanco sobre una matriz bainitica más o menos oscura. Se
observan estos islotes por microscopia óptica con ampliaciones que
van de 500 a 1500x aproximadamente sobre una superficie que presenta
una población estadísticamente representativa. Se determina, por
ejemplo por medio de un logicial de análisis de imágenes conocido en
si mismo, tal como por ejemplo el logicial Visilog® de la Sociedad
Noesis, el tamaño máximo L_{max} y mínimo L_{min} de cada uno
de los islotes. La relación entre el tamaño máximo y mínimo
\frac{L_{max}}{L_{min}}
{}\hskip17cm caracteriza el factor de alargamiento de un islote dado. Según la invención, una ductilidad particularmente elevada se obtiene reduciendo el número N_{MA} de islotes M-A cuya longitud máxima L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de alargamiento es inferior a 4. Estos islotes macizos y de gran tamaño revelan zonas de cebado privilegiadas en una solicitación mecánica ulterior. Según la invención, el número de islotes N_{MA} por unidad de superficie debe ser inferior a 14000/mm^{2}.
{}\hskip17cm caracteriza el factor de alargamiento de un islote dado. Según la invención, una ductilidad particularmente elevada se obtiene reduciendo el número N_{MA} de islotes M-A cuya longitud máxima L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de alargamiento es inferior a 4. Estos islotes macizos y de gran tamaño revelan zonas de cebado privilegiadas en una solicitación mecánica ulterior. Según la invención, el número de islotes N_{MA} por unidad de superficie debe ser inferior a 14000/mm^{2}.
La estructura de los aceros según la invención
contiene igualmente, como complemento de la bainita y de la
austenita residual, martensita en cantidad superior o igual al 2%:
esta característica permite un endurecimiento suplementario que
permite obtener una resistencia mecánica superior a los 1200
MPa.
Preferentemente, el número de carburos situados
en posición de interlaminillas planas, generalmente más gruesas, de
tamaño superior a 0,1 micrómetros, se limita. Estos carburos pueden
ser observados por ejemplo en microscopia óptica con un aumento
superior o igual a 1000x. Se ha evidenciado que N, número de
carburos interlaminillas planas de tamaño superior a 0,1
micrómetros por unidad superficial, debía ser inferior a
50000/mm^{2}, a falta de lo cual el dañado se hace excesivo en
caso de solicitación ulterior, por ejemplo en ensayos de expansión
de orificios. Además, la presencia excesiva de los carburos puede
ser el origen de un inicio precoz de la ruptura y de una reducción
de la tenacidad.
\vskip1.000000\baselineskip
La puesta en práctica del procedimiento de
fabricación de una chapa laminada en caliente según la invención es
la siguiente:
- -
- se suministra un acero de composición según la invención,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero. Esta colada puede realizarse en lingotes, o en continuo en forma de desbastes planos con un espesor del orden de los 200 mm. Se puede igualmente realizar la colada en forma de desbastes finos de algunas decenas de milímetros de espesor, o de bandas finas, entre cilindros de acero contra-rotativos.
\vskip1.000000\baselineskip
Los subproductos colados son primeramente
llevados a una temperatura superior a los 1150ºC para alcanzar en
cualquier punto una temperatura favorable para las deformaciones
elevadas que experimentará el acero en el laminado.
Naturalmente, en el caso de una colada directa
de desbastes finos o de bandas finas entre cilindros
contra-rotativos, la etapa de laminado en caliente
de estos subproductos que empieza a más de 1150ºC puede realizarse
directamente después de la colada aunque una etapa de
recalentamiento intermedia no sea necesaria en este caso.
Se lamina en caliente el subproducto en una gama
de temperaturas donde la estructura del acero es totalmente
austenítica hasta una temperatura de final de laminado T_{FL}, con
referencia a la figura 1 adjunta. Esta figura presenta un esquema
de fabricación termomecánico 1 según la invención, así como un
diagrama de transformación que indica los ámbitos de transformación
ferrítica 2 bainitica 3 y martensítica 4.
Se realiza seguidamente una refrigeración
controlada, que empieza a una temperatura T_{DR}, situada por
encima de Ar3 (temperatura de comienzo de transformación ferrítica a
partir de la austenita) y acabando a una temperatura T_{FR}
(temperatura de final de refrigeración). La velocidad media de
refrigeración entre T_{DR} y T_{FR} es igual a V_{R}. Esta
refrigeración y la velocidad V_{R} asociada son calificadas de
primaria. Según la invención, la velocidad V_{R} se encuentra
comprendida entre 50 y 90ºC/s: Cuando la velocidad de refrigeración
es inferior a 50ºC/s, se forma ferrita
pro-eutectoide, nefasta para obtener características
elevadas de resistencia. Según la invención, se evita así la
transformación ferrítica a partir de la austenita. Cuando la
velocidad V_{R} es superior a 90ºC/s, existe un riesgo de formar
martensita y de que aparezca una estructura heterogénea. La gama de
refrigeración según la invención es ventajosa desde un punto de
vista industrial, pues no es necesario refrigerar muy rápidamente
la chapa después del laminado en caliente, por ejemplo a una
velocidad del orden de los 200ºC/s, lo cual evita la necesidad de
instalaciones específicas costosas. La gama de velocidad de
refrigeración según la invención puede ser obtenida por
pulverización de agua o de mezcla de aire-agua, en
función del espesor de la chapa.
El procedimiento puede ser igualmente realizado
según la variante siguiente: A partir de la temperatura T_{DR},
se realiza una refrigeración rápida hasta una temperatura T_{I}
inferior o igual a los 650ºC. La velocidad V_{R1} de esta
refrigeración rápida es superior a 70ºC/s. Se realiza seguidamente
una refrigeración hasta una temperatura T_{FR} de tal modo que la
velocidad media de refrigeración entre T_{DR} y T_{FR} se
encuentre comprendida entre 20 y 90ºC/s. Esta variante presenta la
ventaja de necesitar una refrigeración más lenta por termino medio
entre T_{DR} y T_{FR} que en la variante anterior, con la
condición de realizar una refrigeración más rápida a la velocidad
V_{R1} a partir de T_{DR} para garantizar la ausencia de ferrita
pro-eutectoide.
Después de esta primera fase de refrigeración
rápida realizada según una de las dos variantes anteriores, se
procede a una fase de refrigeración más lenta, llamada secundaria,
que empieza a una temperatura T_{FR} comprendida entre B'_{s} y
M_{s} + 50ºC y que acaba en la temperatura ambiente. La velocidad
de refrigeración secundaria está designada por V'_{R}. M_{s}
designa la temperatura de comienzo de transformación martensítica.
La temperatura B'_{s} se define con relación a la temperatura
B_{s}, temperatura de comienzo de transformación bainitica del
modo siguiente:
\newpage
- -
- Cuando se realiza una refrigeración secundaria muy lenta a una velocidad V'_{R} comprendida entre 0,08º C/min y 2ºC/min, B'_{S} = B_{S}, temperatura de comienzo de transformación bainitica. Esta temperatura B_{s} puede determinarse experimentalmente o ser evaluada a partir de la composición por medio de fórmulas conocidas por si mismas. La figura 1 ilustra este primer modo de fabricación.
- -
- Cuando, a partir de T_{FR}, se refrigera la chapa laminada en caliente a una velocidad comprendida V'_{R} superior a 2ºC/min e inferior o igual a 600ºC/min, B'_{s} = Bs + 60ºC.
\vskip1.000000\baselineskip
El primer caso corresponde a la fabricación de
chapas de espesor el más fino, hasta aproximadamente 15 mm,
bobinadas en caliente, y por consiguiente refrigeradas lentamente
después de la operación de bobinado. El segundo caso corresponde a
la fabricación de chapas de espesor más importante sin bobinar en
caliente: según el espesor de las chapas, las velocidades de
refrigeración superiores a 2ºC/min e inferiores o iguales a
600ºC/min corresponden a una refrigeración ligeramente acelerada o
a una refrigeración por aire.
Cuando la temperatura de fin de refrigeración es
superior a B'_{s}, el enriquecimiento en carbono de la austenita
no es suficiente: después de la refrigeración completa, se forman
carburos o islotes de martensita. Se puede obtener de este modo un
acero que tiene una estructura "Dual-Phase"
pero cuya combinación de propiedades
(resistencia-ductilidad) es inferior a la de la
invención. Estas estructuras presentan igualmente una mayor
sensibilidad al deterioro que las de la invención.
Cuando la temperatura de final de refrigeración
es inferior a Ms + 50ºC, el enriquecimiento con carbono de la
austenita es excesivo. En ciertas condiciones industriales, existe
un riesgo de formación de una estructura en bandas marcada y de
transformación martensítica demasiado importante.
Así, en las condiciones según la invención, el
procedimiento presenta una baja sensibilidad a una variación de los
parámetros de fabricación.
La refrigeración secundaria asociada con una
temperatura T_{FR} comprendida entre B'_{s} y M_{s} + 50ºC
permite controlar la transformación bainítica a partir de la
austenita, enriquecer localmente esta austenita con el fin de
estabilizarla, y obtener una relación (bainita/austenita
residual/martensita) apropiada.
En el marco de la invención, se puede igualmente
ajustar la velocidad primaria V_{R} entre T_{DR} y T_{FR}, la
temperatura de fin de refrigeración T_{FR}, la velocidad de
refrigeración secundaria V'_{R}, de tal modo que la
microestructura del acero esté constituida por al menos un 75% de
bainita, austenita residual en cantidad superior o igual al 5%, y
martensita en cantidad superior o igual al 2%.
Los parámetros T_{DR}, T_{FR}, V_{R},
V'_{R}, ajustados para obtener al menos un 75% de bainita, al
menos un 5% de austenita y al menos un 2% de martensita, serán
seleccionados de la forma siguiente:
- -
- T_{DR} se seleccionará superior a A_{R3} para evitar la formación de ferrita pro-eutectoide, evitando un crecimiento exagerado del grano austenítico y afinar la microestructura final,
- -
- La velocidad de refrigeración V_{R} se eligirá de forma que sea la más rápida posible para evitar una transformación perlítica (lo cual conduciría a un contenido en austenita residual insuficiente) y ferrítica permaneciendo dentro de las capacidades de control de una línea industrial con el fin de obtener una homogeneidad microestructural en el sentido longitudinal y transversal de la chapa laminada en caliente. La velocidad de refrigeración V_{R} debe ser sin embargo limitada para evitar la formación de una microestructura heterogénea en el espesor de la chapa.
- -
- La velocidad de refrigeración V'_{R} es esencialmente dependiente de las capacidades de producción de los sitios industriales y del espesor de las chapas.
- -
- Independientemente de V'_{R}, T_{FR} se eligirá lo suficientemente baja con el fin de evitar una transformación perlítica, lo cual se traduciría por una transformación bainítica incompleta y un contenido en austenita residual inferior al 5%,
- -
- Además, si la velocidad V'_{R} es rápida, la temperatura T_{FR} se eligirá lo suficientemente elevada para dar tiempo para que se desarrolle la transformación bainítica por encima del ámbito martensitico. Se evita entonces la formación de más de un 20% de martensita por un paso demasiado rápido en el ámbito martensítico. Esta última transformación se produciría a coste de la transformación bainítica y de la estabilización de la austenita residual.
- -
- En el caso en que la velocidad V'_{R} sea lenta, una variación de la temperatura T_{FR} en el ámbito entre B'_{s} y M_{s} + 50ºC, tendrá poca influencia sobre la microestructura final.
\newpage
Estos parámetros pueden ajustarse igualmente
para obtener una morfología y una naturaleza particular de los
islotes M-A, en particular seleccionados para que
el número N_{MA} de islotes de
martensita-austenita residual cuyo tamaño es
superior a 2 micrómetros y cuyo factor de alargamiento es inferior a
4, sea inferior a 14000/mm^{2}. Estos parámetros pueden ajustarse
igualmente para que el contenido en carbono de la austenita residual
sea superior al 1% en peso. En particular, se eligirá una velocidad
de refrigeración V_{R} no demasiado elevada con el fin de evitar
la formación excesiva de islotes M-A gruesos. Los
parámetros V_{R}, T_{FR}, V'_{R} pueden igualmente ajustarse
para que el número N de carburos bainíticos de tamaño superior a 0,1
micrómetros por unidad de superficie sea inferior o igual a
50000/mm^{2}.
\vskip1.000000\baselineskip
Ejemplo
Se elaboraron aceros cuya composición figura en
la tabla dada a continuación, expresada en porcentaje ponderal.
Aparte de los aceros I-1 a I-9 que
han servido para la fabricación de chapas según la invención, se ha
indicado a título de comparación la composición de aceros
R-1 a R-9 que han servido para la
fabricación de chapas de referen-
cia.
cia.
\vskip1.000000\baselineskip
- I = Según la invención. R = referencia
- (*): No conforme a la invención.
\vskip1.000000\baselineskip
\newpage
Los subproductos correspondientes a las
composiciones indicadas anteriormente se calentaron de nuevo a
1200ºC y se laminaron en caliente hasta un espesor de 3 mm o 12 mm
en una gama de temperaturas donde la estructura es completamente
austenítica. Las temperaturas de comienzo de refrigeración T_{DR},
comprendidas entre 820 y 945ºC, se sitúan igualmente en el ámbito
austenítico. Las velocidades de refrigeración V_{R} entre T_{DR}
y T_{FR}, las temperaturas de fin de refrigeración T_{FR}, las
velocidades de refrigeración secundarias V'_{R} han sido llevadas
a la tabla 2. A partir de una misma composición, algunos aceros
(I-1, I-2. I-5,
R-7 han sido objeto de diferentes condiciones de
fabricación. Las referencias I-1ª,
I-1b e I-1c designan por ejemplo
tres chapas de aceros fabricadas según condiciones diferentes a
partir de la composición de acero I-1. Las chapas
de acero I-1ª a c, I-4,
I-5ª y b, R-6, tienen un espesor de
12 mm, las otras chapas de 3 mm.
La tabla 2 indica igualmente las temperaturas de
transformación B'_{s} y M_{s}+50ºC calculadas a partir de las
composiciones químicas por medio de las expresiones siguientes,
expresándose las composiciones en porcentaje ponderal.
\vskip1.000000\baselineskip
B_{s} (ºC) =
830-270©-90(Mn)-37(Ni)-70(Cr)-83(Mo)
M_{s} (ºC) =
561-474©-33(Mn)-17(NI)-17(Cr)-21(Mo)
\vskip1.000000\baselineskip
Se han indicado igualmente los diferentes
constituyentes microestructurales medidos por microscopía
cuantitativa: fracción superficial de bainita, austenita residual
por difracción de rayos X o por sigmametría, y de martensita.
Los islotes M-A se evidenciaron
por el reactivo de Klemm. Su morfología fue examinada por medio de
un logicial de análisis de imágenes con el fin de determinar el
parámetro N_{MA}. En algunos casos, se ha examinado la presencia
eventual de carburos de tamaño superior a 0,1 micrómetros en el seno
de la fase bainitica, por medio de un ataque Nital y por una
observación en microscopia óptica de fuerte aumento. El número N
(/mm^{2}) de carburos interlaminillas planas de tamaño superior a
0,1 micrómetros fue determinado.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
\newpage
- I = Según la invención. R = referencia
- (*): No conforme a la invención: n.d: No determinado
Las propiedades mecánicas de tracción obtenidas
(límite de elasticidad Re, resistencia Rm, alargamiento uniforme
Au, alargamiento a la ruptura At) han sido llevadas a la tabla 3
dada a continuación. La relación Re/Rm ha sido igualmente indicada.
En algunos casos se ha determinado la energía de ruptura KCV a 20ºC
a partir de piezas de ensayo de resiliencia V.
Por otro lado, se evaluó el deterioro
relacionado con un corte (cizallado o punzonado por ejemplo) que
podría eventualmente disminuir las capacidades de deformación
ulterior de una pieza cortada. Con este fin, se cortaron mediante
cizallado piezas de ensayo de dimensiones 20 x 80 mm^{2}. Una
parte de estas piezas de ensayo fueron seguidamente sometidas a un
pulido de los bordes. Las piezas de ensayo se revistieron con
rejillas fotodepositadas y luego se sometieron a una tracción
uniaxial hasta la ruptura. Los valores de las deformaciones
principales \varepsilon_{1} paralelas al sentido de la
solicitación fueron medidas lo más cerca del inicio de la ruptura a
partir de las rejillas deformadas. Esta medición se realizó sobre
las piezas de ensayo con bordes cortados mecánicamente y sobre las
piezas de ensayo con bordes pulidos. La sensibilidad al corte se
evaluó por el factor deterioro: \Delta = \varepsilon_{1}
(bordes cortados)-\varepsilon_{1}(bordes
pulidos)/\varepsilon_{1} (bordes pulidos).
Se evaluó igualmente el comportamiento a la
soldadura por arco (procedimiento MAG) y por resistencia por puntos,
de estas chapas de acero.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
\newpage
- I = Según la invención. R = referencia
- (*): no conforme a la invención. N.d.: No determinado.
\vskip1.000000\baselineskip
Las chapas de acero I-1 a
I-9 conformes a la invención presentan una
combinación de propiedades mecánicas particularmente ventajosa: por
una parte una resistencia mecánica superior a 1200 MPa, por otra
parte un alargamiento a la ruptura superior al 10% y una relación
Re/Rm inferior a 0,75 asegurando una buena formabilidad. Los aceros
según la invención presentan igualmente una energía de ruptura
Charpy V a temperatura ambiente superior a 28 Julios. Esta alta
tenacidad permite la fabricación de piezas que resisten a la
propagación brutal de un defecto particularmente en caso de
solicitaciones dinámicas. Las microestructuras de los aceros según
la invención presentan un número de islotes N_{MA} inferior a
14000/mm^{2}.
\newpage
En particular, las chapas de acero
I-2ª e I-5ª presentan una baja
proporción superficial de islotes M-A macizos y de
gran tamaño, respectivamente de 10500 y 13600 compuestos por
mm^{2}.
Los aceros según la invención presentan
igualmente una buena resistencia al deterioro en caso de corte, ya
que el factor deterioro \Delta está limitado a -12 o -13%.
Estos aceros presentan igualmente un buen
comportamiento a la soldadura homogénea MAG: para parámetros de
soldadura adaptados a los espesores indicados anteriormente, las
juntas soldadas de solapa están exentas de fisuras en frío o en
caliente. Una observación similar puede dirigirse a la soldadura
homogénea por resistencia por puntos.
En el caso del acero 19, la refrigeración entre
T_{DR} (880ºC) y T_{FR} (485ºC) (véase tabla 2) fue realizada
igualmente según la variante siguiente: después de una primera
refrigeración a una velocidad V_{R1}=80ºC/s hasta una temperatura
T_{I} de 590ºC, la chapa se refrigeró de tal forma que la
velocidad media entre los 880ºC y los 485ºC fuese de 37ºC/s. Las
propiedades mecánicas observadas son entonces muy parecidas a las
presentadas en la tabla 3, ejemplo 19.
El acero R-1 tiene un contenido
insuficiente en cromo y/o en molibdeno. Las condiciones de
refrigeración relativas a los aceros R-1 a
R-3 (V_{R} demasiado elevada, T_{FR} demasiado
baja) no son apropiadas para la formación de una estructura
bainítica fina. La ausencia de martensita no permite un
endurecimiento suficiente, la resistencia es claramente inferior a
1200 MPa y la relación Re/Rm es excesiva.
En el caso de las chapas de acero
R-4 y R-5, la velocidad de
refrigeración demasiado rápida después del laminado no permite
obtener una cantidad de bainita lo suficientemente importante. Los
islotes M-A formados son relativamente gruesos. En
el caso de la chapa de acero R-4, el número de
compuestos N_{MA} es de 14700/mm^{2}. La fracción bainítica y
la resistencia de estos aceros son insuficientes. La chapa de acero
R-4 que comprende un gran número de carburos (N
> 50000/mm^{2}) presenta una sensibilidad excesiva al deterioro
como lo testimonia el valor del factor de deterio-
ro: \Delta = -48%.
ro: \Delta = -48%.
El acero R-6 comprende un
contenido en carbono excesivo, que conduce a un contenido en
martensita demasiado elevado debido a su fuerte templabilidad; su
contenido en bainita y en austenita es insuficiente. La chapa de
acero R-6 presenta consecuentemente una resistencia
insuficiente a la propagación brutal de un defecto ya que su
energía a la ruptura Charpy V a 20ºC es muy inferior a 28
Julios.
Las chapas de acero R-7a y
R7-b tienen igualmente un contenido en carbono
excesivo. La temperatura de transición a nivel de 28 Julios,
estimada a partir de piezas de ensayo de espesor reducido, es
superior a la temperatura ambiente, testimoniando una tenacidad
mediocre. El comportamiento en soldadura es reducido. Se apreciará
que, no obstante de su contenido en carbono más elevado, estas
chapas de acero no presentan una resistencia mecánica superior a la
de los aceros de la invención.
La chapa de acero R-8 que
comprende un contenido excesivo en carbono se refrigeró demasiado
lentamente: por este hecho, la austenita residual se encuentra muy
enriquecida en carbono y la formación de martensita no ha podido
producirse. La resistencia obtenida es por consiguiente
insuficiente.
La chapa de acero R-9 se
refrigeró a una velocidad excesiva hasta una temperatura de fin de
refrigeración demasiado baja. Consecuentemente, la estructura es
casi totalmente martensitica y el alargamiento a la ruptura es
insuficiente.
Así, la invención permite la fabricación de
chapas de acero con matriz bainitica sin adición de elementos
costosos de microaleación. Estas unen una resistencia muy elevada y
una ductilidad elevada. Gracias a su resistencia elevada, estas
chapas de acero están adaptadas para la fabricación de elementos que
experimentan solicitaciones mecánicas cíclicas. Las chapas de acero
según la invención se utilizan con provecho para la fabricación de
piezas de estructura o de elementos de refuerzo en el ámbito del
automóvil y de la industria general.
Claims (22)
1. Chapa de acero laminada en caliente de
resistencia superior a los 1200 MPa, con una relación límite de
elasticidad/resistencia Re/Rm inferior a 0,75, con un alargamiento a
la ruptura superior al 10%, cuya composición contiene, los
contenidos que se expresan en peso:
0,10% \leq C \leq
0,25%
1% \leq Mn \leq
3%
Al \geq
0,015%
Si \leq
1,985%
Mo \leq
0,30%
Cr \leq
1,5%
S \leq
0,015%
P \leq
0,1%
Co \leq
1,5%
B \leq
0,005%
entendiéndose
que
1% \leq Si + Al \leq
2%
Cr + (3 x Mo) \geq
0,3%
estando el resto de la composición
constituido por hierro e impurezas inevitables resultantes de la
elaboración, estando la microestructura de dicho acero constituida
por al menos un 75% de bainita, austenita residual en cantidad
superior o igual al 5%, y martensita en cantidad superior o igual al
2%.
2. Chapa de acero según la reivindicación 1,
caracterizada porque la composición de dicho acero contiene,
expresándose el contenido en peso:
0,10% \leq C \leq
0,15%.
3. Chapa de acero según la reivindicación 1,
caracterizada porque la composición de dicho acero contiene,
expresándose el contenido en peso:
0,15% < C \leq
0,17%.
4. Chapa de acero según la reivindicación 1,
caracterizada porque la composición de dicho acero contiene,
expresándose el contenido en peso:
0,17% < C \leq
0,22%.
5. Chapa de acero según la reivindicación 1,
caracterizada porque la composición de dicho acero contiene,
expresándose el contenido en peso:
0,22% < C \leq
0,25%.
6. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
1% \leq Mn \leq
1,5%.
7. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
1,5% < Mn \leq
2,3%.
\newpage
8. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
2,3% < Mn \leq
3%.
9. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 8, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
1,2% \leq Si \leq
1,8%.
10. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 8, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
1,2% \leq Al \leq
1,8%.
11. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 10, caracterizada porque la composición
de dicho acero contiene, expresándose el contenido en peso:
Mo \leq
0,010%.
12. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 11, caracterizada porque el contenido
en carbono de la austenita residual es superior al 1% en peso.
13. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 12, que comprende carburos entre las laminillas
planas de bainita, caracterizada porque el número N de los
indicados carburos interlaminillas planas de tamaño superior a 0,1
micrómetros por unidad de superficie es inferior o igual a
50000/mm^{2}.
14. Chapa de acero según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 13, que comprende islotes de
martensita-austenita residual, caracterizada
porque el número N_{MA} por unidad de superficie, de los indicados
islotes de martensita-austenita residual cuyo
tamaño máximo L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de
alargamiento (tamaño máximo L_{max}/tamaño mínimo L_{min}) es
inferior a 4, o sea inferior a 14000/mm^{2}.
15. Procedimiento de fabricación de una chapa de
acero laminada en caliente de resistencia superior a los 1200 MPa,
de relación Re/Rm inferior a 0,75, de alargamiento a la ruptura
superior al 10%, según el cual:
- -
- se suministra un acero con la composición según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero,
- -
- se lleva el indicado subproducto a una temperatura superior a los 1150ºC,
- -
- se lamina en caliente el mencionado subproducto a una gama de temperaturas donde la estructura del acero es completamente austenítica, luego
- -
- se refrigera la chapa así obtenida a partir de una temperatura T_{DR} situada por encima de Ar3 hasta una temperatura de transformación T_{FR} de tal modo que la velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y T_{FR} se encuentre comprendida entre los 50 y los 90ºC/s y que la temperatura T_{FR} se encuentre comprendida entre B'_{s} y M_{s} + 50ºC, designando B'_{s} una temperatura definida con relación a la temperatura Bs de comienzo de transformación bainitica, y designando M_{s} la temperatura de comienzo de transformación martensítica, luego
- -
- se refrigera la indicada chapa a partir de la temperatura T_{FR} con una velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} comprendida entre 0,08ºC/min y 600ºC/min hasta la temperatura ambiente,
- -
- siendo la indicada temperatura B's igual a Bs cuando la indicada velocidad V'_{R} se encuentra comprendida entre 0,08ºC/min y 2ºC/min,
- -
- siendo la indicada temperatura B's igual a Bs + 60ºC cuando la indicada velocidad V'_{R} es superior a 2ºC/min e inferior o igual a 600ºC/min.
\vskip1.000000\baselineskip
16. Procedimiento de fabricación de una chapa de
acero laminada en caliente de resistencia superior a los 1200 MPa,
de relación Re/Rm inferior a 0,75, de alargamiento a la ruptura
superior al 10%, según el cual:
- -
- se suministra un acero con la composición según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11,
- -
- se procede a la colada de un subproducto a partir de este acero,
- -
- se lleva el indicado subproducto a una temperatura superior a los 1150ºC;
- -
- se le lamina en caliente el indicado subproducto a una gama de temperaturas donde la microestructura del acero es completamente austenítica, luego
- -
- se refrigera la chapa así obtenida a partir de una temperatura T_{DR} situada por encima de Ar3 hasta una temperatura intermedia T_{I} con una velocidad de refrigeración V_{R1} superior o igual a 70ºC/s, siendo la indicada temperatura T_{I} inferior o igual a 650ºC, luego
- -
- se refrigera la indicada chapa a partir de la mencionada temperatura T_{I} hasta una temperatura T_{FR}, estando la indicada temperatura T_{FR} comprendida entre B'_{s} y M_{s}+50ºC, designando B'_{s} una temperatura definida con relación a la temperatura Bs de comienzo de transformación bainitica, y designando M_{s} la temperatura de comienzo de transformación martensítica, de tal modo que la velocidad de refrigeración entre la indicada temperatura T_{DR} y la temperatura T_{FR} se encuentre comprendida entre los 20 y los 90ºC/s, luego
- -
- se refrigera la indicada chapa a partir de la temperatura T_{FR} con una velocidad de refrigeración secundaria V'_{R} comprendida entre 0,08ºC/min y 600ºC/min hasta la temperatura ambiente,
- -
- siendo la temperatura B's igual a Bs cuando la mencionada velocidad V'_{R} se encuentra comprendida entre 0,08 y 2ºC/min,
- -
- siendo la indicada temperatura B's igual a Bs+60ºC cuando la mencionada velocidad V'_{R} es superior a 2ºC/min e inferior o igual a 600ºC/min.
\vskip1.000000\baselineskip
17. Procedimiento de fabricación de una chapa de
acero laminada en caliente según la reivindicación 15,
caracterizado porque se ajusta la temperatura de comienzo de
refrigeración primaria T_{DR} situada por encima de Ar3, la
temperatura de final de refrigeración primaria T_{FR}, la
velocidad de refrigeración primaria V_{R} entre T_{DR} y
T_{FR}, y la velocidad de refrigeración secundaria V'_{R}, de
tal modo que la microestructura de dicho acero esté constituida por
al menos un 75% de bainita, austenita residual en cantidad superior
o igual al 5%, y martensita en cantidad superior o igual al 2%.
18. Procedimiento según una cualquiera de las
reivindicaciones 15 ó 17, caracterizado porque se ajusta la
temperatura de comienzo de refrigeración primaria T_{DR} situada
por encima de Ar3, la temperatura de final de refrigeración
primaria T_{FR}, la velocidad de refrigeración primaria V_{R}
entre T_{DR} y T_{FR}, y la velocidad de refrigeración
secundaria V'_{R}, de tal forma que el contenido en carbono de la
austenita residual sea superior a un 1% en peso.
19. Procedimiento según una cualquiera de las
reivindicaciones 15, 17 o 18, caracterizado porque se ajusta
la temperatura de comienzo de refrigeración primaria T_{DR}
situada por encima de Ar3, la temperatura de final de refrigeración
primaria T_{FR}, la velocidad de refrigeración primaria V_{R}
entre T_{DR} y T_{FR}, y la velocidad de refrigeración
secundaria V'_{R} de tal modo que el número de carburos
interlaminillas planas de tamaño superior a 0,1 micrómetro por
unidad de superficie sea inferior o igual a 50000/mm^{2}.
20. Procedimiento según una cualquiera de las
reivindicaciones 15, ó 17 a 19, caracterizado porque se
ajusta la temperatura de comienzo de refrigeración primaria
T_{DR} situada por encima de Ar3, la temperatura de final de
refrigeración primaria T_{FR}, la velocidad de refrigeración
primaria V_{R} entre T_{DR} y T_{FR}, y la velocidad de
refrigeración secundaria V'_{R}, de tal forma que el número
N_{MA} por unidad de superficie, de islotes de
martensita-austenita residual cuya tamaño máximo
L_{max} es superior a 2 micrómetros y cuyo factor de
alargamiento \frac{L_{max}}{L_{min}} es inferior a 4, o sea
inferior a 14000/mm^{2}.
21. Utilización de una chapa de acero laminada
en caliente según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14, o
fabricada por un procedimiento según una cualquiera de las
reivindicaciones 15 a 20, para la fabricación de piezas de
estructura o elementos de refuerzo, en el ámbito del automóvil.
22. Utilización de una chapa de acero laminada
en caliente según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14, o
fabricada por un procedimiento según una cualquiera de las
reivindicaciones 15 a 20, para la fabricación de refuerzos y piezas
de estructura para la industria general, y de piezas de resistencia
a la abrasión.
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