ES2808342T3 - Un método para producir un acero de alta resistencia laminado en caliente con excelente capacidad de conformación con brida elástica y rendimiento de fatiga de bordes - Google Patents

Un método para producir un acero de alta resistencia laminado en caliente con excelente capacidad de conformación con brida elástica y rendimiento de fatiga de bordes Download PDF

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Abstract

Un método para fabricar una tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa, preferiblemente al menos 780 MPa, con una excelente combinación de alargamiento por tracción, SFF y resistencia a PEF, que comprende los pasos de: - colar una placa, seguido del paso de recalentar la placa solidificada a una temperatura entre 1050 y 1260 °C; - laminar en caliente la placa de acero con una temperatura de entrada para el soporte de laminado final entre 980 y 1100 °C; - terminar dicho laminado en caliente a una temperatura de laminado de acabado entre 950 y 1080 °C; - enfriar la tira de acero laminado en caliente con una rata de enfriamiento primario entre 50 y 150 °C/s a una temperatura intermedia en la ROT entre 600 y 720 ° C; - y seguido de - calentar suavemente el acero entre 0 y +10 ° C/s por el calor latente resultante de la transformación de la fase de austenita a ferrita, o; - mantener el acero isotérmico, o; - enfriar suavemente el acero, llevando a una rata de cambio de temperatura en la etapa secundaria de la ROT de - 20 a 0 °C/s; alcanzar la temperatura de bobinado entre 580 y 660 °C; y en el que el acero comprende (en % en peso): - entre 0.015 y 0.15% C; - como máximo 0.5% Si; -- entre 1.0 y 2.0% Mn; - como máximo 0.06% P; - como máximo 0.008% S; - como máximo 0.1% of Al_sol; - como máximo 0.02% N; -- entre 0.02 y 0.45% V; -- opcionalmente uno o más de - al menos 0.05 y/o como máximo 0.7% Mo; - al menos 0.15 y/o como máximo 1.2% Cr; - al menos 0.01 y/o como máximo 0.1% Nb; - opcionalmente Ca en una cantidad consistente con un tratamiento con calcio para el control de inclusión; - equilibrar Fe e impurezas inevitables; y en el que el acero tiene una microestructura ferrítica sustancialmente monofásica que contiene una mezcla de ferrita poligonal (PF) y ferrita acicular/bainítica (AF/BF) y en el que la fracción de volumen total de la suma de dichos constituyentes de ferrita es al menos 95% y dichos constituyentes de ferrita reforzador con precipitados de carburo y/o carbo-nitruro compuestos finos que consisten en V y opcionalmente Mo y/o Nb.

Description

DESCRIPCIÓN
Un método para producir un acero de alta resistencia laminado en caliente con excelente capacidad de conformación con brida elástica y rendimiento de fatiga de bordes
Esta invención se relaciona con un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia adecuada para componentes de chasis de automóviles o similares y, más particularmente, con un método para fabricar una tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con resistencia a la tracción de al menos 570 MPa, preferiblemente de al menos 780 MPa, más preferiblemente de al menos 980 MPa, con una excelente combinación de alargamiento por tracción y capacidad de conformación con brida elástica (SFF), y buena resistencia a la fatiga del borde perforado (PEF).
La creciente presión de la estricta legislación ambiental y las normas de seguridad del vehículo obligan a la industria automotriz a buscar continuamente opciones rentables para reducir el consumo de combustible y las emisiones de gases de efecto invernadero sin comprometer la seguridad de los pasajeros o el rendimiento al conducir. Reducir el peso del vehículo mediante la explotación de nuevos e innovadores aceros de alta resistencia con calibres más delgados es una de las opciones para la industria automotriz.
En términos de capacidad de conformación, estos aceros deberían ofrecer suficiente capacidad de estiramiento en combinación con suficiente capacidad de conformación con brida de resistencia, ya que esto permitirá una mayor libertad para formular nuevos diseños de chasis livianos en los que la pérdida intrínseca de rigidez por el uso de calibres más delgados se compensa con modificaciones geométricas. Como la capacidad de expansión del agujero (HEC) se considera una buena medida para el grado de SFF, esto implica que estos aceros deben ofrecer un equilibrio sólido entre el alargamiento por tracción y el HEC. El rendimiento de fatiga de los bordes cizallados o perforados presentes en el componente final también es importante.
Los Aceros Avanzados de Alta Resistencia (AHSS) tales como los aceros de Doble Fase (DP), Ferrita-Bainita (FB) o de Fase Compleja (CP) que se han desarrollado para reemplazar los grados HSLA convencionales, dependen en gran medida de su resistencia en una microestructura de múltiples fases en la que la matriz de ferrita o bainita se refuerza con martensita o islas potencialmente austeníticas retenidas.
Las calidades AHSS con sus microestructuras de múltiples fases son limitadas en comparación con las calidades de acero ferrítico de alta resistencia monofásico reforzado con nano-precipitación (NP) con resistencia a la tracción equivalente. La razón de esto es que la diferencia en la dureza entre la matriz de ferrita o bainita y los componentes de transformación a baja temperatura en las microestructuras AHSS promueve microhuecos al cizallar o perforar en el interior del acero cerca del borde cortado. A su vez, estos microhuecos pueden dañar la HEC ya que la formación puede conducir al crecimiento y a la fusión de huecos, lo que lleva a una fractura macroscópica prematura, es decir, una o más grietas de espesor total. Además, la presencia de dos o más componentes de fase con diferente dureza, tal como los presentes en las calidades AHSS mencionados anteriormente, pero también en HSLA donde la ferrita se combina con cementita (gruesa) y/o perlita, también puede conducir a un aumento en la aspereza de La zona de fractura del borde perforado o cizallado. Un aumento en la rugosidad de esta zona de fractura puede conducir a una disminución significativa de la resistencia a la fatiga del borde perforado o cizallado.
En contraste con las calidades AHSS mencionadas anteriormente, los aceros NP tienen una microestructura homogénea que consiste de manera esencial exclusivamente en ferrita para una alta ductilidad y depende en gran medida en el endurecimiento por precipitación a través de una alta densidad de precipitados compuestos de tamaño nanométrico, lo que los hace menos susceptible a la formación de microhuecos al cizallar o perforar. Estos aceros NP ofrecen un equilibrio mejorado entre el alargamiento por tracción y HEC en comparación con las calidades AHSS o HSLA de múltiples fases con resistencia a la tracción equivalente.
Los documentos EP1338665, EP12167140, WO2014/122215 y EP13154825 se relacionan con aceros ferríticos de alta resistencia monofásicos reforzados con nanoprecipitación y emplean diferentes combinaciones de Ti, Mo, Nb y V para lograr las propiedades deseadas.
Varios factores juegan un papel crucial en la determinación de la HEC de los aceros. Además de una relación inherente con la resistencia a la tracción del acero y las características microestructurales con respecto a los componentes duros de la segunda fase en relación con la resistencia al daño durante el cizallado o perforación, es bien aceptado que los oligoelementos y -en particular- inclusiones con base en sulfuro y/u óxido del proceso de fabricación de acero puedan tener un profundo impacto en HEC y la resistencia a la fatiga porque actúan como elevadores de tensión y pueden actuar como sitios potenciales de nucleación para la formación de microhuecos en operaciones de deformación como cizallamiento o perforado. Lo mismo ocurre con la segregación (línea central), que puede tener un efecto perjudicial sobre PEF ya que la segregación de la línea central puede promover la división al perforar. El objetivo de la presente invención es proporcionar un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con resistencia a la tracción de 570 MPa o superior con una excelente combinación de alargamiento por tracción y SFF, y buena resistencia a PEF.
Un objetivo adicional de la presente invención es proporcionar un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con una resistencia a la tracción de 780 MPa o superior con una excelente combinación de alargamiento por tracción y SFF, y buena resistencia a PEF.
Aún otro objetivo de la presente invención es proporcionar un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con resistencia a la tracción de 980 MPa o superior con una excelente combinación de alargamiento por tracción y SFF, y buena resistencia de PEF.
Un objeto adicional de la invención es proporcionar un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia de acuerdo con los objetivos descritos anteriormente en el que el acero es adecuado para la fabricación de componentes de chasis de automóviles o similares.
Se puede alcanzar uno o más de estos objetos con el método de acuerdo con la reivindicación principal, o con el método de acuerdo con una de las reivindicaciones dependientes. Debe observarse que todas las composiciones se expresan en porcentaje en peso (% en peso) a menos que se indique lo contrario.
La invención proporciona un método para fabricar una tira de acero laminado en caliente de alta resistencia adecuada, por ejemplo, para componentes de chasis de automóviles o similares y, más particularmente, un método para fabricar una lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con una resistencia a la tracción de 570 MPa o superior, o preferiblemente 780 MPa o superior, con una excelente combinación de alargamiento por tracción y SFF, y buena resistencia a PEF. A partir del material de lámina de tira, se pueden producir materiales o materiales en blanco por medios convencionales tales como cizallamiento y/o perforación.
El método se relaciona en particular con la ruta termomecánica durante el laminado en caliente, la trayectoria de enfriamiento en la mesa de salida (ROT) a la temperatura de bobinado y el posterior enfriamiento de la lámina o tira de acero a temperatura ambiente. Un elemento opcional en el método de fabricación de dicho acero es el uso de un tratamiento con calcio durante la fabricación del acero para evitar la obstrucción para mejorar el rendimiento de colada y para modificar las inclusiones con base sulfuro y/u óxido. Otro elemento opcional es controlar las condiciones del proceso durante la fabricación, colada y solidificación del acero de tal manera que el grado de segregación, y en particular la segregación de la línea central, en términos de enriquecimiento de elementos de cementita y/o aleación o impurezas inevitables en la placa y la tira de acero final se mantengan al mínimo limitando el sobrecalentamiento e intensificando el enfriamiento durante la colada y limitando el contenido de S. Para minimizar, o preferiblemente evitar la división del acero al perforar o cizallar, se prefiere minimizar la fracción de inclusiones con base en sulfuro y/u óxido con un diámetro de 1 pm o más en el acero y minimizar el grado de segregación, en particular la segregación de la línea central, en términos de enriquecimiento de cementita y/o elementos de aleación o impurezas inevitables. Para suprimir la cantidad de inclusiones compuestas de AlxOy en el acero final, se prefiere no usar un tratamiento con calcio y dar tiempo suficiente durante la fabricación del acero para permitir que las inclusiones se eleven, así como para mantener el contenido de S al mínimo, preferiblemente como máximo 0.003%, más preferiblemente como máximo 0.002%, y lo más preferiblemente como máximo 0.001%.
El método propuesto para fabricar dicha lámina o tira de acero laminado en caliente que se puede conformar de alta resistencia resuelve el problema del agrietamiento prematuro de los bordes durante las operaciones de rebordeado por estiramiento requeridas para la fabricación de componentes de chasis de automóviles o similares. Además, el método propuesto para la fabricación en la presente invención resuelve el problema de la fractura prematura por fatiga de los bordes perforados o cizallados de dicha lámina o tira de acero laminado en caliente que se puede conformar de alta resistencia cuando se usa para formar componentes de chasis de automóviles o similares y cuando se somete a carga cíclica bajo condiciones de servicio.
Como tal, la invención proporciona un acero laminado en caliente de alta resistencia que, además de una excelente combinación de alargamiento por tracción y HEC, ofrece una buena resistencia a la división de bordes como resultado de perforación o cizallamiento y una buena fatiga del borde perforado o cizallado. La excelente combinación de resistencia, alargamiento y HEC se deriva de una microestructura ferrítica dúctil y sustancialmente monofásica que se fortalece con una alta densidad de precipitados de carburo y/o carbo-nitruro compuestos finos que contienen V y opcionalmente Mo y/o Nb. La naturaleza ferrítica sustancialmente monofásica de la microestructura y el hecho de que la diferencia local en la dureza dentro de la microestructura se mantiene al mínimo, asegura que se suprima la localización de la tensión durante la deformación y, por lo tanto, la nucleación de huecos y la fractura macroscópica prematura.
En la presente invención, la microestructura se considera como ferrítica sustancialmente monofásica si la fracción en volumen de todos los constituyentes de la fase ferrítica es al menos 95% en volumen, y preferiblemente al menos 97% en volumen, y la fracción combinada de cementita y la perlita es como máximo 5% en volumen, o preferiblemente como máximo 3% en volumen. Esta fracción menor de cementita y perlita se puede tolerar en la presente invención porque no afecta sustancialmente de manera adversa las propiedades relevantes del acero (HEC, PEF, Rp0 2, Rm y A50).
Ahora se describirá el papel de los pasos de fabricación específicos de la lámina o tira de acero para la presente invención.
Temperatura de recalentamiento de la placa (SRT): el recalentamiento de la placa en el horno del molino de tiras en caliente o el recalentamiento de la placa solidificada en una instalación integrada de colada y laminado asegura que prácticamente se disuelvan todos los precipitados de carburo y carbo-nitruro compuestos que contienen V y/o opcionalmente Nb. Esto asegurará que haya suficiente V y/o opcionalmente Nb en una solución sólida en la matriz austenítica para un endurecimiento por precipitación suficiente al enfriar la lámina o tira de acero sobre el ROT y/o la bobinadora después del laminado en caliente. Los inventores descubrieron que un SRT de 1050 a 1260 °C es suficiente, dependiendo de la cantidad de microaleación utilizada. Un SRT por debajo de 1050 °C conducirá a una disolución insuficiente y, por lo tanto, dará como resultado una resistencia demasiado baja, mientras que un SRT por encima de 1260 °C aumentará el riesgo de crecimiento anormal del grano durante el recalentamiento y promoverá una estructura de grano no homogénea, lo que puede afectar negativamente la capacidad de conformación.
Temperatura de entrada del último soporte de laminación de acabado (Tentrada, ft7): se requiere una Tentrada, ft7 suficientemente alta, para garantizar un acondicionamiento de austenita óptimo antes de la transformación una vez que la lámina o tira de acero se enfría activamente sobre el ROT a la temperatura de bobinado. Para ilustrar esquemáticamente la influencia de la condición de austenita, la Figura 1 muestra diagramas calculados de Transformación de Enfriamiento Continuo (CCT) para una aleación 0.055C-1.4Mn-0.2Si-0.02Al-0.06Nb-0.22V-0.15Mo-0.01N. En la Figura 1a, se usó una austenización a 890 °C y un tamaño de grano de austenita de 10 pm, mientras que para el diagrama CCT de la Figura 1b, se usó una temperatura de austenización de 1000 °C y un tamaño de grano de austenita de 50 pm como entrada. En ambos diagramas CCT se indica una trayectoria de enfriamiento ROT a manera de ejemplo considerada como comparativa en el caso de la Figura 1a y considerada como inventiva en el caso de la Figura 1b.
Una cantidad demasiado baja de Tentrada, ft7 conducirá a una condición de austenita que acelera la transformación de ferrita y promueve la formación de ferrita poligonal. Aunque una fracción sustancial de ferrita poligonal es beneficiosa para el alargamiento por tracción, los inventores descubrieron que una Tentrada, ft7 demasiado baja puede afectar negativamente a HEC y PEF. Por otro lado, una Tentrada, ft7 demasiado alta, conducirá a una condición de austenita que desplazará la región de transformación de ferrita demasiado lejos, promoviendo demasiada templabilidad y una fracción demasiado alta de ferrita acicular/bainítica o potencialmente incluso en última instancia, otros productos de transformación dura formados a temperaturas de transformación más bajas. Esto vendría a expensas del alargamiento por tracción o incluso podría perjudicar a HEC. Los inventores descubrieron que para que la presente invención tenga un equilibrio óptimo entre HEC y el alargamiento por tracción con base en una microestructura adecuada que contiene una mezcla de ferrita poligonal y acicular/bainítica, una Tentrada, ft7 entre 980 y 1100 °C es adecuada cuando se combina con SRT, FRT, trayectoria de enfriamiento ROT y CT como se especifica en la presente invención.
Temperatura de laminado final (FRT): los inventores descubrieron que una FRT entre 950 y 1080 °C es adecuada cuando se combina con la trayectoria de enfriamiento SRT, Tentrada, ft7, ROT y CT como se especifica en la presente invención.
Rata de enfriamiento de la mesa de salida primaria (CR1): dado que la Tentrada, ft7 y la FRT están en el intervalo reivindicado, la rata de enfriamiento primario de la lámina o tira de acero directamente al comienzo de la ROT debe ser suficientemente intensa para garantizar que la transformación de austenita a ferrita comience a temperaturas de transformación de ferrita relativamente bajas, promoviendo la ferrita acicular/bainítica. Esto también se ilustra esquemáticamente en la Figura 1. La Figura 1a refleja la situación de una FRT baja, mientras que la Figura 1b refleja la FRT alta. En ambos diagramas de CCT se indica una trayectoria de enfriamiento ROT. En el caso de la Figura 1a, la rata de enfriamiento primario es de aproximadamente 25 °C/s (comparativo) y en el caso de la Figura 1b, una rata de enfriamiento primario de aproximadamente 85 ° C/s (inventivo). A partir de los diagramas de CCT calculados en la Figura 1a y 1b, queda claro que un enfriamiento primario intenso en la ROT en combinación con las condiciones de laminado de acabado mencionadas anteriormente golpea la nariz de transformación de ferrita en el diagrama de CCT para promover la formación de ferrita acicular/bainítica.
La nucleación de los constituyentes de la fase de ferrita acicular/bainítica con su intrincada morfología cristalográfica es esencial para la presente invención. A diferencia de la ferrita poligonal que se nuclea principalmente en los límites de grano de austenita anteriores, la ferrita acicular/bainítica se nucleará parcialmente en las inclusiones inevitables presentes en la matriz de acero. En particular, la ferrita acicular se considera un agente efectivo en este contexto y es capaz de encapsular inclusiones en un entorno local de grano fino, lo que reduce su impacto nocivo sobre las operaciones de deformación, incluyendo perforación, rebordeado y carga de fatiga cíclica.
Los inventores han descubierto que un intervalo adecuado para la rata de enfriamiento (CR1) de ROT primario intenso está entre 50 y 150 ° C/s combinado con la trayectoria de enfriamiento SRT, Tentrada, ft7, ROT y CT como se especifica en la presente invención.
Temperatura de salida de la mesa intermedia (Tint,ROT) después de la rata de enfriamiento primario CR1: El enfriamiento primario intenso enfría la tira de acero rápidamente desde el FRT hasta una temperatura ROT intermedia entre 600 y 720 °C. Esta configuración de ROT, combinada con el alto FRT, promueve un cambio en la morfología de la ferrita de ferrita poligonal a ferrita acicular/bainítica y, por lo tanto, promueve un mayor rendimiento con respecto a HEC y PEF y se adapta a la rápida cinética requerida tanto para la precipitación aleatoria como interfásica para consumir carbono y para suprimir la formación de cementita y/o perlita, así como para estimular una transformación eficiente de austenita a ferrita.
Rata de enfriamiento secundaria de la mesa de salida (CR2): la segunda etapa en la trayectoria de enfriamiento ROT es una de las tres variantes para alcanzar el CT:
• sujetar la lámina o tira de acero isotérmicamente para alcanzar el CT, o
• enfriado suave de la lámina o tira de acero entre -20 y 0 °C/s para alcanzar el CT, o
• calentamiento suave de la lámina o tira de acero entre 0 y 10 °C/s para alcanzar el CT especificado. Este calentamiento de la lámina o tira de acero ocurre naturalmente debido al calor latente de la transformación de la fase de austenita a ferrita que ocurre en la ROT.
Esta segunda etapa de poco o nada de enfriamiento activo para alcanzar el CT es beneficiosa para mejorar la consistencia del producto a lo largo del ancho de la lámina o tira de acero y es beneficiosa para promover una mayor transformación de austenita a ferrita y proporcionar suficiente cinética de precipitación ya sea para precipitación aleatoria o precipitación interfásica.
Temperatura de bobinado (CT): La CT determina parcialmente la etapa final de la transformación de austenita a ferrita, pero también en gran medida la etapa final de precipitación. Una Ct demasiado baja suprimirá o evitará cualquier precipitación adicional durante el bobinado y/o el enfriamiento posterior de la bobina y, por lo tanto, puede conducir a un fortalecimiento por precipitación incompleto. Además, una CT demasiado baja puede conducir a la presencia de productos de transformación de fase a baja temperatura como bainita inferior, martensita y/o austenita retenida. La presencia de estos constituyentes de fase puede ser a expensas del alargamiento por tracción o afectar la capacidad de expansión del agujero. Una CT demasiado alta puede conducir a una fracción demasiado alta de ferrita poligonal de grano grueso y promover un engrosamiento excesivo de los precipitados y, por lo tanto, conducir a un grado inferior de fortalecimiento por precipitación durante el bobinado y/o el enfriamiento de la bobina. El anterior puede conducir a HEC y/o PEF demasiado bajos y puede aumentar el riesgo de división al cortar, cizallar o perforar la lámina o tira de acero. Un intervalo adecuado para la temperatura de bobinado es de 580 a 660 °C.
Se describirá ahora el papel de los elementos de aleación individuales en la lámina o tira de acero. Todas las composiciones se dan en % en peso (%), a menos que se indique lo contrario.
Se agrega carbono (C) para formar precipitados de carburo y carbo-nitruro con V, y opcionalmente Nb y/o Mo para obtener un fortalecimiento por precipitación suficiente de los constituyentes de la fase de ferrita, es decir, ferrita poligonal y ferrita acicular/bainítica. La cantidad de C en el acero, por un lado, debe ser lo suficientemente alta en relación con la cantidad de V y, opcionalmente, Nb y/o Mo utilizados para lograr un fortalecimiento por precipitación suficiente de la microestructura de ferrita para garantizar una resistencia a la tracción de 570 MPa o más, o preferiblemente 780 MPa o superior. Por otro lado, el contenido de C no debe ser demasiado alto, ya que eso puede promover la formación de cementita (gruesa) y/o perlita en la microestructura final, lo que a su vez puede afectar la capacidad de expansión del agujero. La cantidad de C debe estar entre 0.015 y 0.15%. Un valor mínimo adecuado es 0.02%. Un valor máximo adecuado es 0.12%.
El silicio (Si) es un elemento de aleación efectivo para obtener el fortalecimiento de la matriz de ferrita en solución sólida. Además, el Si puede retrasar o incluso suprimir por completo la formación de cementita y/o perlita, lo que a su vez es beneficioso para la capacidad de expansión del agujero. Sin embargo, se desea un bajo contenido de Si ya que el Si aumenta sustancialmente las cargas de laminación en la ventana dimensional comprometedora del molino y además puede conducir a problemas de superficie con respecto a la incrustación de óxido en la lámina o tira de acero, lo que a su vez puede afectar las propiedades de fatiga del sustrato. Por esa razón, el contenido de Si no debe exceder el 0.5%. Un valor mínimo adecuado es 0.01%. Un valor máximo adecuado es 0.45%, o 0.32%.
El manganeso (Mn) proporciona un fortalecimiento de solución sólida y suprime la temperatura de transformación ferrítica, así como disminuye la rata de transformación de ferrita. El último aspecto convierte al Mn en un agente efectivo para retardar la región de transformación de ferrita y promover la ferrita acicular/bainítica en combinación con condiciones de laminado de acabado adecuadas y una rata de enfriamiento suficientemente alta de la lámina o tira de acero. En este contexto, el Mn no solo es importante para obtener un fortalecimiento suficiente de la solución sólida, sino -lo que es más importante- para lograr la microestructura ferrítica deseada, que consiste en una mezcla de ferrita poligonal y acicular/bainítica. Esto a su vez es importante ya que esta microestructura que consiste en una mezcla de estos componentes de la fase de ferrita es capaz de proporcionar el equilibrio requerido entre HEC y la resistencia a la tracción y el alargamiento. Además, como Mn suprime la transformación de ferrita, se cree que contribuye al grado de fortalecimiento por precipitación durante la transformación. Sin embargo, se debe evitar un Mn demasiado alto ya que esto puede conducir a la segregación (línea central), lo que a su vez puede causar la división cuando la lámina o tira de acero se corta o perfora y posteriormente puede dañar HEC y/o PEF. Por lo tanto, el contenido de Mn debe estar en el intervalo de 1.0 a 2.0%. Un valor mínimo adecuado es 1.2%. Un valor máximo adecuado es 1.8%.
El fósforo (P) proporciona un fortalecimiento de solución sólida. Sin embargo, a niveles altos, la segregación de P puede afectar la capacidad de expansión del agujero. Por lo tanto, el contenido de P debe ser de 0.06% o menos, o preferiblemente de 0.02% como máximo.
El contenido de azufre (S) debería ser como máximo 0.008% ya que un contenido de S demasiado alto promoverá inclusiones indeseadas con base en sulfuro y, por lo tanto, puede dañar HEC y PEF. Por lo tanto, se recomiendan los esfuerzos para lograr un bajo contenido de S durante la fabricación de acero para que la presente invención obtenga un alto HEC y un buen PEF. Un tratamiento con calcio (Ca) puede ser beneficioso para modificar -en particular- el larguero de MnS para mejorar la capacidad de conformación en general o para mejorar la capacidad de colada y para evitar problemas de obstrucción durante la colada modificando las inclusiones con base en AlxOy. Sin embargo, existe el riesgo de que aumente la cantidad de inclusiones con base en AlxOy en la tira de acero, lo que puede ser a expensas de HEC y/o PEF. En consecuencia, el tratamiento con calcio es opcional. Se prefiere para la presente invención que el contenido de S se mantenga al mínimo, preferiblemente como máximo 0.003%, más preferiblemente como máximo 0.002%, y lo más preferiblemente como máximo 0.001%. Se prefiere que, además de un contenido de S de como máximo 0.003%, más preferiblemente como máximo 0.002%, y lo más preferiblemente como máximo 0.001%, no se use tratamiento con calcio.
El aluminio (Al) se agrega al acero como un desoxidante y puede contribuir al control del tamaño de grano durante el recalentamiento y el laminado en caliente. El contenido de Al en el acero (Al_tot) consiste en:
• Al unido a óxidos (Al_ox) como resultado de la destrucción del acero, y que no se han eliminado de la masa fundida durante la fabricación y colada del acero, y
• Al, ya sea en solución sólida en la matriz de acero o presente como precipitados de AlN (Al_sol).
Se pueden disolver el Al en solución sólida en la matriz de acero y el Al presente como precipitados de nitruro en ácido para medir su contenido y esto se define aquí como Al soluble (Al_sol). El Al demasiado alto, ya sea presente en solución sólida (Al_sol) o presente en el acero como inclusiones con base en óxido (inclusiones que contienen AlxOy), puede afectar la capacidad de expansión del agujero. Por lo tanto, el contenido total de Al debería ser de 0.12% o menos y Al_sol debería ser de 0.1% como máximo. La presente invención se basa en gran medida, para el fortalecimiento por precipitación, en el uso de niveles elevados de vanadio (V) para formar precipitados de carburo compuestos y/o carbo-nitruro. Se sabe que los precipitados de carbo-nitruro son menos propensos al engrosamiento que los precipitados de carburo. Para garantizar un grado optimizado de fortalecimiento por precipitación con la cantidad de V utilizada, se pueden utilizar niveles elevados de Nitrógeno (N). Si se adopta este enfoque de aleación, se prefiere que la cantidad de Al se mantenga baja para evitar que el N sea eliminado y enlazado por Al para formar precipitados AIN. En este contexto, se prefiere un bajo contenido del Al para mantener V (así como opcionalmente Nb) libre para participar con N en el proceso de precipitación para formar -aparte de los precipitados de carburoprecipitados de carbo-nitruro. Por lo tanto, Al_sol en la presente invención es preferiblemente como máximo 0.065%, más preferiblemente como máximo 0.045% y lo más preferiblemente como máximo 0.035%. Un contenido mínimo adecuado para Al_sol es 0.005%.
El niobio (Nb) es importante en relación con el acondicionamiento de austenita durante el laminado en caliente y, por lo tanto, en la transformación de la fase de austenita a ferrita y la morfología de ferrita y el tamaño de grano. A medida que Nb retrasa la recristalización durante las etapas finales del laminado en caliente, puede desempeñar un papel importante para controlar la condición de austenita, es decir, el tamaño del grano de austenita antes de la transformación en ferrita, así como su forma (equiaxial frente a aplanada) y grado de dislocaciones internas al rodar por debajo de la temperatura de no recristalización (Tnr). A su vez, la condición de austenita puede tener un impacto sustancial en la transformación de austenita a ferrita, en particular con una trayectoria de enfriamiento adecuada en el ROT inmediatamente después del laminado en caliente. La nucleación de ferrita poligonal (equieje), que se nuclea preferentemente en límites de grano de austenita anteriores y puntos triples, se retrasará si se suprime la densidad del límite de grano de austenita. Dada una trayectoria de enfriamiento ROT adecuada después del laminado en caliente, la posterior disminución de la ferrita poligonal equiaxial irá acompañada de un aumento de los componentes de la fase de ferrita con una morfología de forma más irregular, es decir, ferrita acicular y/o bainítica. Estos constituyentes de fase se nuclearán preferentemente en los límites de grano de austenita y crecerán internamente y -en el caso de la ferrita acicular- también en las inclusiones presentes en el acero. En particular, esta última característica es crucial para la presente invención porque estas inclusiones encapsuladas en una matriz de grano fino no tienen o tienen un impacto reducido sobre el rendimiento de perforación y/o reducirán su influencia negativa sobre HEC y/o PEF. El uso de Nb es opcional. Sin embargo, cuando se usa, el contenido de Nb debe ser como máximo 0.1% ya que un contenido de Nb demasiado alto puede conducir a la segregación, lo que perjudica tanto la capacidad de formación como el rendimiento de fatiga. Además, más del 0.1% de Nb perderá su eficiencia para el acondicionamiento de austenita. Un contenido mínimo adecuado para Nb cuando se usa es 0.01%. Además del efecto de Nb sobre el acondicionamiento de austenita e indirectamente sobre la transformación de fase y la morfología de ferrita y el tamaño de grano, Nb puede combinarse con C y N y conducir a precipitados de carburo y/o carbo-nitruro. Estos precipitados, cuando se forman en ferrita durante o después de la transformación de austenita a ferrita, aportarán resistencia a través del endurecimiento por precipitación y promoverán la resistencia, además de contribuir a la capacidad de conformación con la eliminación de C en el proceso de precipitación. Un valor mínimo adecuado de Nb es 0.02%. Un valor máximo adecuado es 0.08%.
El vanadio (V) proporciona fortalecimiento por precipitación. El fortalecimiento por precipitación con carburos compuestos finos con base en V y/o precipitados de carbo-nitruro es crucial para lograr el nivel de resistencia deseada con base en una microestructura ferrítica monofásica en combinación con alto alargamiento por tracción y alta HEC, así como un buen PEF. Para lograr esta microestructura con las propiedades antes mencionadas, es crucial que V, además de otros elementos precipitantes como Nb y/o Mo, consuma prácticamente todo C para suprimir o incluso prevenir por completo la formación de cementita y/o perlita (gruesa) en la microestructura final. El contenido de V debe estar en el intervalo de 0.02 a 0.45%. Un valor mínimo adecuado es 0.12%. Un valor máximo adecuado es 0.35%, o incluso 0.32%.
El molibdeno (Mo) es relevante para la presente invención de varias maneras. En primer lugar, Mo retarda la movilidad de la interfaz austenita-ferrita durante la transformación y posteriormente retarda la formación y el crecimiento de ferrita. En combinación con condiciones de laminado de acabado adecuadas y trayectoria de enfriamiento de ROT, la presencia de Mo es beneficiosa para promover la ferrita acicular/bainítica a expensas de la ferrita poligonal, promoviendo así la HEC. En segundo lugar, el Mo suprime o incluso previene por completo la formación de perlita. Esto último es crucial para la presente invención con el fin de realizar una microestructura ferrítica esencialmente monofásica en la que se suprime la cementita (gruesa) y/o la perlita para lograr un buen equilibrio entre el alargamiento por tracción y la HEC. Dado que Mo, como V y Nb, puede actuar como formador de carburo, su presencia es beneficiosa ya que se enlaza a C para evitar la conformación de cementita y/o perlita y contribuye al fortalecimiento por precipitación. Se cree que Mo también suprime el engrosamiento de los precipitados compuestos con base en V y/o Nb y, por lo tanto, suprime una reducción en el fortalecimiento por precipitación causada por el engrosamiento de los precipitados durante el enfriamiento lento de la bobina. El uso de Mo depende del nivel de resistencia requerido de la lámina o tira de acero y, por lo tanto, se considera opcional en la presente invención. En caso de que se use Mo como un elemento de aleación, su contenido debe ser de al menos 0.05 y/o como máximo 0.7%. Un valor mínimo adecuado es 0.10% o incluso 0.15%. Un valor máximo adecuado es 0.40%, 0.30% o incluso 0.25%.
El cromo (Cr) proporciona templabilidad y retarda la formación de austenita a ferrita. Como tal, puede actuar -como Mn y Mo- como un elemento efectivo para promover la ferrita acicular/bainítica a expensas de la ferrita poligonal en combinación con condiciones de laminado de acabado adecuadas y trayectoria de enfriamiento ROT. El uso de Cr no es obligatorio para la presente invención. Mediante el uso de niveles adecuados de Mn y Mo en combinación con configuraciones adecuadas de laminación en caliente, condiciones de enfriamiento ROT y temperatura de bobinado, se puede lograr la microestructura deseada junto con las propiedades de tracción requeridas, HEC y/o PEF. Sin embargo, el uso de Cr puede ser beneficioso para reducir la cantidad de Mn y/o Mo. Reemplazar parcialmente Mn con Cr puede ayudar a suprimir la segregación de Mn (línea central), lo que a su vez puede reducir el riesgo de división del acero al cortar, cizallar o perforar. Reemplazar parcialmente Mo con Cr puede ayudar a reducir el contenido de Mo. Esto es beneficioso ya que Mo puede ser un elemento de aleación bastante costoso. Cr - cuando se usa - debe estar en el intervalo de 0.15 a 1.2%. Un contenido mínimo adecuado para Cr cuando se usa es 0.20% y un contenido máximo adecuado para Cr cuando se usa es 1.%.
El nitrógeno (N), como C, es un elemento crucial en el proceso de precipitación. Se sabe que, en particular, en combinación con el fortalecimiento por precipitación con V, N es beneficioso para promover los precipitados de carbonitruro. Estos precipitados de carbo-nitruro son menos propensos al engrosamiento que los precipitados de carburo. Por lo tanto, los niveles elevados de N en combinación con V pueden promover el fortalecimiento por precipitación adicional y hacer un uso más eficiente de elementos costosos de microaleaciones, incluyendo V y Nb. Dado que Al compite con V por N, se recomienda usar un contenido de Al relativamente bajo cuando se usa N elevado para maximizar el fortalecimiento por precipitación de V. En ese caso, un intervalo adecuado para el contenido de Al_sol y el contenido de N es 0.005 a 0.04% y 0.006 a 0.02%, respectivamente. Se debe tener cuidado de que todo el N esté enlazado, ya sea con Al o, preferentemente, con V. Se debe evitar la presencia de N libre ya que esto perjudicará la capacidad de conformación y la fatiga. Un contenido máximo de N adecuado para la presente invención es 0.02%. En caso de que se promueva el fortalecimiento por precipitación en la presente invención con precipitación predominantemente de carburo, se prefiere un contenido elevado de Al_sol entre 0.030 y 0.1% y un contenido de N entre 0.002 y 0.01%. Un contenido mínimo de N adecuado para la presente invención es 0.002%. Un contenido máximo adecuado de N es 0.013%.
El calcio (Ca) puede estar presente en el acero y su contenido se elevará en caso de que se use un tratamiento con calcio para el control de inclusión y/o la práctica antiobstrucción para mejorar el rendimiento de colada. El uso de un tratamiento con calcio es opcional en la presente invención. Si no se usa tratamiento con calcio, el Ca estará presente como una impureza inevitable del proceso de fabricación y colada de acero, y su contenido será típicamente como máximo 0.015%. Si se usa un tratamiento con calcio, el contenido de calcio de la tira o lámina de acero generalmente no excede los 100 ppm, y generalmente está entre 5 y 70 ppm. Para suprimir la cantidad de inclusiones de AlxOy compuestas en el acero final, se prefiere no usar un tratamiento con calcio y dartiempo suficiente durante la fabricación del acero para permitir que las inclusiones se eleven, así como para mantener el contenido de S al mínimo, preferiblemente como máximo 0.003 %, más preferiblemente como máximo 0,002%, y lo más preferiblemente como máximo 0.001%.
En una realización, el espesor de la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención es de al menos 1.4 mm, y como máximo de 12 mm. Preferiblemente, el espesor es de al menos 1.5 mm y/o como máximo de 5.0 mm. Más preferiblemente, el espesor es al menos 1.8 mm y/o como máximo 4.0 mm.
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0001
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0002
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención tiene una resistencia a la tracción de 570 MPa o mayor y comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0003
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención tiene una resistencia a la tracción de 780 MPa o mayor y comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0004
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o mayor y comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0005
En una realización preferida de la invención, la lámina o tira de acero laminado en caliente producida de acuerdo con la invención tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o mayor y comprende C, N, Al_sol, V, y opcionalmente Nb y Mo en la que los contenidos de estos elementos (representados por % en peso) satisfacen la ecuación de:
Figure imgf000008_0006
De acuerdo con otro aspecto, la invención también se materializa en la fabricación de la lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia producida de acuerdo con la invención, en la que la lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia tiene:
• una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa y una HEC de 90% o mayor, o
• una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa y una HEC de 65% o mayor, o
• una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa y una HEC de 40% o mayor,
y en la que (Rm x A50) / 102 > 10000 o preferiblemente (Rm x A50) / 102 > 12000.
De acuerdo con otro aspecto, la invención también se materializa en la fabricación de la lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia producida de acuerdo con la invención, en la que la lámina o tira de acero laminado en caliente de alta resistencia tiene:
• una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa y una HEC de 90% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 280 MPa, preferiblemente al menos 300 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %, o;
• una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa y una HEC de 65% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 300 MPa, preferiblemente al menos 320 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %, o;
• una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa y una HEC de 40% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 320 MPa, preferiblemente al menos 340 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %;
y en la que (Rm x A50) / 102 > 10000 o preferiblemente (Rm x A50) / 102 > 12000.
La invención se explicará ahora adicionalmente mediante los siguientes ejemplos no limitativos.
EJEMPLO 1: Los aceros A a F que tienen las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1, se laminaron en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 2, produciendo aceros 1A a 38F con un espesor (t) en el intervalo de 2.8 a 4.1 mm. Además de la composición química, la Tabla 1 también proporciona una indicación para Ar3, es decir, la temperatura a la que inicia la transformación de austenita a ferrita al enfriar el acero y se empieza a formar la ferrita. Como medida indicativa para Ar3 se utiliza la siguiente ecuación:
A r3 = 902 - (5 2 7 x C ) - (62 x M n ) (60 x S i)
La Tabla 2 proporciona detalles sobre las condiciones del proceso (Tint,ROT = Temperatura Intermedia de la Tabla de Agotamiento; At1 = Tiempo entre la salida del molino de acabado e inicio del enfriamiento primario en la ROT a Tint,ROT; CR1 = Rata de Enfriamiento Primario), donde los parámetros describen el enfriamiento secundario sobre la ROT (At2 = Tiempo de enfriamiento secundario en el ROT a la temperatura de bobinado (CT); CR2 = Rata de Enfriamiento Secundario). CRav es la rata de enfriamiento promedio de FRT a CT. Los aceros laminados en caliente se decaparon antes de la prueba de tracción y la prueba HEC. Las propiedades de tracción reportadas de los aceros 1A a 38F en la Tabla 3 se basan en la geometría de tracción A50 con pruebas de tracción paralelas a la dirección de laminación de acuerdo con EN-ISO 6892-1 (2009) (Rp0.2 = 0.2% de prueba de compensación o límite elástico; Rm = resistencia a la tracción final; YR = relación de rendimiento (Rp0.2/Rm); Ag = alargamiento uniforme; A50 = alargamiento por tracción A50; ReH = prueba superior o límite elástico; ReL = prueba inferior o límite elástico; Ae = límite de elasticidad).
El producto de Rm y alargamiento por tracción (A50 en el presente caso), Rm x A50, se considera como una medida del grado en que el acero puede absorber energía cuando se deforma. Este parámetro es relevante para la fabricación cuando la lámina de acero se forma en frío para producir un componente de chasis de automóvil particular o similar y para evaluar su resistencia a la fractura y la fractura posterior durante el conformado en frío. Dado que el alargamiento por tracción depende parcialmente del espesor (t) de la lámina o tira de acero y es proporcional a t02 de acuerdo con la ecuación de Oliver, la medida para absorber energía por una lámina o tira de acero también se puede expresar como (Rm x A50)/t02 para permitir una comparación directa entre láminas de acero o tiras con diferentes espesores.
Para determinar el HEC (A), que se considera un criterio para el grado de SFF, se cortaron tres muestras cuadradas (90 x 90 mm2) de cada lámina de acero, seguido de una perforación de 10 mm en diámetro (do) en el centro de la muestra de acero. Se realizó la prueba HEC de las muestras con rebabas hacia arriba. Se empujó un punzón cónico de 60° desde abajo y se midió el diámetro del agujero df cuando se formó una grieta de espesor total. E1HEC (A) se calculó utilizando la siguiente fórmula con dü igual a 10 mm:
Figure imgf000009_0001
El HEC de las láminas 1A a 38F se informa en la Tabla 3.
Se caracterizaron las microestructuras de las láminas de acero 1A a 38F con Difracción de Retrodispersión de Electrones (EBSD) para identificar el carácter prevalente de la microestructura y determinar sus constituyentes y fracciones de fase. Con este fin, se siguieron los siguientes procedimientos con respecto a la preparación de muestras, la recopilación de datos de EBSD y la evaluación de datos de EBSD.
Se realizaron las mediciones de EBSD sobre secciones transversales paralelas a la dirección de laminado (plano RD-ND) montadas en una resina conductora y pulidas mecánicamente a 1 pm. Para obtener una superficie totalmente libre de deformación, se realizó el paso final de pulido con sílice coloidal (OPS).
El Microscopio Electrónico de Barrido (SEM) utilizado para las mediciones de EBSD era una máquina Zeiss Ultra 55 equipada con una Pistola de Emisión de Campo (FEG-SEM) y un sistema EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD. Los barridos de EBSD se recogieron sobre el plano RD-ND de las láminas de acero. Las muestras se colocaron bajo un ángulo de 70° en el SEM. El voltaje de aceleración fue de 15 kV con la opción de alta corriente activada. Se utilizó una abertura de 120 pm y la distancia de trabajo fue de 17 mm durante el barrido. Para compensar el alto ángulo de inclinación de la muestra, se utilizó la corrección de enfoque dinámico durante el barrido.
Se capturaron los barridos de EBSD usando el software de Laboratorios TexSEM (TSL) OIM (Orientation Imaging Microscopy) Data Collection versión 7.0.1. Típicamente, se utilizaron las siguientes configuraciones de recopilación de datos: cámara Hikari con agrupamiento de 6 x 6 combinado con sustracción de fondo estándar. Se ubicó el área de barrido en todos los casos en una posición de % del espesor de la muestra.
El tamaño de barrido EBSD fue en todos los casos de 100 x 100 pm, con un tamaño de paso de 0,1 pm, y una rata de barrido de 80 cuadros por segundo. Para todas las muestras de acero 1A a 38F, no se identificó RA en la microestructura y, por lo tanto, solo se incluyó Fe(a) durante el barrido. La configuración de Hough utilizada durante la recopilación de datos fue: tamaño de patrón de agrupamiento de alrededor de 96; tamaño establecido de theta de 1; fracción rho de alrededor de 90; recuento pico máximo de 13; recuento pico mínimo de 5; tipo de Hough establecido en clásico; resolución de Hough establecida en baja; máscara de convolución de mariposa de 9 x 9; simetría de pico de 0.5; magnitud pico mínima de 5; distancia pico máxima de 15.
Se evaluaron las exploraciones EBSD con el software TSL OIM Analysis versión 7.1.0. x64. Típicamente, los conjuntos de datos se giraron 90° sobre el eje RD para obtener los barridos en la orientación adecuada con respecto a la orientación de medición. Se realizó una limpieza de dilatación de grano estándar (Ángulo de Tolerancia de Grano (GTA) de 5°, un tamaño de grano mínimo de 5 píxeles, criterio utilizado para que un grano deba contener varias filas para una limpieza de iteración de dilatación única).
Se calculó el Índice de Distribución del Ángulo de Desorientación (MOD) de la partición de Fe(a) utilizando el siguiente método: se calculó la distribución del ángulo de desorientación normalizada (MOD), que incluye todos los límites, que van desde ángulos de desorientación de 5 °a 65° con un agrupamiento de 1°, a partir del conjunto de datos EBSD particionado utilizando el software TSL OIM Analysis. De manera similar, se calculó el MOD teóricamente normalizado de la ferrita poligonal (PF) recristalizada al azar con el mismo intervalo de ángulo de desorientación y agrupamiento que la curva medida. En la práctica, este es el llamado MOD con base en "MacKenzie" incluido en el software TSL OIM Analysis. La normalización del MOD indica que el área debajo del MOD se define como 1. El índice MOD se define como el área entre la curva teórica (la línea discontinua) y la curva medida (la línea continua) en la Figura 2a (figura superior) y 2b (figura inferior) -y se puede definir como:
65
índice de MOD = II^ MOD,i M mqd,í
¿=5
con Mmod,í como la intensidad en el ángulo i (que varía de 5 ° a 65 °) del MOD y Rmod,í medidos como la intensidad en el ángulo i del MOD teórico o con base en "MacKenzie" de PF recristalizado al azar.
La línea continua en las Figuras 2a y 2b representa el MOD medido y la curva discontinua representa la curva de ángulo de desorientación teórica para una estructura de ferrita poligonal (PF) recristalizada aleatoriamente. La Figura 2a muestra una curva MOD para una muestra a manera de ejemplo con una microestructura que tiene un carácter predominantemente de ferrita poligonal (PF). La Figura 2b muestra una curva MOD de una muestra a manera de ejemplo con una microestructura que tiene un carácter predominantemente acicular/bainítico (AF/BF). El índice MOD varía por definición de 0 a casi 2; cuando la curva medida es igual a la curva teórica, las áreas entre las dos curvas son 0 (el índice MOD será 0), mientras que si no hay (casi) superposición de intensidad entre las dos curvas de distribución, el índice MOD es (casi) 2. Entonces, como se ilustra en la Figura 2, el MOD contiene información sobre la naturaleza de la microestructura y el índice MOD puede usarse para evaluar el carácter de una microestructura con base en un enfoque cuantitativo y, por lo tanto, más inequívoco que con base en métodos convencionales como microscopía óptica de luz. Una microestructura completamente PF tendrá un MOD unimodal con la mayor parte de la intensidad en el intervalo de 20° a 50° y una intensidad máxima de alrededor de 45°. En contraste, una microestructura completamente AF/BF tendrá un MOD bimodal fuerte con intensidades máximas entre 5° a 10° y 50° a 60° y poca intensidad en el intervalo de 20° a 50°. Por lo tanto, un índice MOD bajo y una intensidad MOD alta de 20° a 50° en el presente ejemplo son una señal clara de una microestructura predominantemente PF, mientras que un índice MOD alto y una intensidad MOD baja de 20° a 50° son una señal clara de una microestructura predominantemente AF/BF.
Además de una evaluación cualitativa del carácter de la matriz en términos de ferrita acicular/bainítica (AF/BF) frente a ferrita poligonal (PF), el índice MOD también se usó para determinar cuantitativamente las fracciones de volumen de PF y AF/BF. La Figura 3 muestra un gráfico con la fracción de volumen de AF/BF (% en volumen) trazada contra el índice MOD, en el que se supone una relación lineal entre la fracción de volumen de AF/BF y el índice MOD. La línea negra sólida con círculos abiertos en 0 y 100% de AF/BF ilustra la relación teórica de la cantidad de AF/BF en función del índice MOD. Sin embargo, los inventores han descubierto que una microestructura con un índice MOD en el intervalo de 1.1 a 1.2 ya puede clasificarse con base en la microscopía óptica de luz como exclusivamente o 100% de AF/BF. Por lo tanto, en el presente ejemplo, se encontró una relación más empírica entre la fracción de volumen de AF/BF y el índice MOD donde un 100% de tipo de microestructura PF tiene un índice MOD de 0 y un 100% de tipo de microestructura AF/BF tiene un índice MOD de 1.15. Esta relación se ilustra con la línea discontinua en la Figura 3 con símbolos de triángulo cerrado en 0 y 100% de AF/BF y viene dada por:
A F / B F = 86.96 x índice de MOD
En el presente caso, se supone que la cantidad de FP es:
Figure imgf000011_0001
con AF/BF y PF expresados en porcentaje en volumen de la microestructura global. El procedimiento EBSD como se describe aquí se usó para cuantificar las fracciones de volumen de AF/BF y PF de las microestructuras de láminas de acero 1A a 38F. El índice MOD y las fracciones de volumen de PF y AF/BF se dan en la Tabla 3, junto con las propiedades de tracción y el HEC de las láminas de acero 1A a 38F y el tamaño de grano promedio con base en el análisis EBSD. Con base en la microscopía óptica de luz y las observaciones de EBSD, los inventores descubrieron que, en todos los casos, las microestructuras generales de las láminas de acero 1A a 38F eran ferríticas sustancialmente monofásicas, que consisten en ferrita poligonal (PF) y/o ferrita acicular/bainítica (AF)/BF) y en la que la fracción de volumen total de la suma de los componentes de la fase ferrítica mencionados anteriormente no fue inferior al 95%. La microscopía óptica de luz convencional reveló que en todos los casos la fracción de volumen de cementita y/o perlita era inferior al 5%.
Las láminas de acero 1Aa 6Ay 7B a 14B corresponden con una química con base en NbVMo y NbV, respectivamente, y en todos los casos se produjeron con un tratamiento con calcio.
El Ar3 predicho para las láminas de acero 1A a 14B es de alrededor de 775 °C. Con FRT para estas láminas de acero de 890 a 910 °C, se produjeron todas las láminas de acero de acuerdo con las condiciones del proceso presentadas en los documentos EP12167140 y EP13154825 para una aleación con base en NbVMo o NbV, respectivamente. Lo mismo ocurre con la rata de enfriamiento promedio en la ROT y la temperatura de bobinado utilizada para producir láminas de acero 1A a 14B. La rata de enfriamiento promedio y la temperatura de bobinado para las láminas de acero 1A a 14B estuvieron en el intervalo de 13 a 17 °C/s y 615 a 670 °C, respectivamente.
Sin embargo, observando en primera instancia las propiedades de tracción y las capacidades de expansión de agujeros de las láminas de acero 1A a 6A, está claro que una aleación con base en NbVMo como el acero A en combinación con una microestructura ferrítica sustancialmente monofásica no conduce a la combinación deseada de una resistencia a la tracción mínima de 580 MPa y HEC del 90%, o 750 MPa y 60% respectivamente, o 980 MPa y 30%, respectivamente.
Las microestructuras de las láminas de acero 1A a 14B son todas ferríticas sustancialmente monofásicas, es decir, la cantidad de cementita y/o perlita para las láminas de acero 1A a 14B es como máximo 3% en volumen o menos. Sin embargo, el HEC de las láminas de acero 1A a 14B es insuficiente en comparación con los niveles de resistencia a la tracción que lo acompañan.
Se adoptó otro enfoque para fabricar láminas de acero 15C a 22C. No se utilizó tratamiento con calcio para suprimir la cantidad de inclusiones con base en AlxOy en el acero. Además, se modificaron las condiciones de enfriamiento en caliente y ROT. En lugar de Tentrada,FT7 y FRT en el intervalo de 930 a 940 °C y 890 a 910 °C, respectivamente, para las láminas de acero 1A a 14B, se usaron temperaturas considerablemente más altas para producir láminas de acero 15C a 22C. Para estas láminas de acero, la Tentrada,FT7 y FRT estaban en el intervalo de 990 a 1010 °C y 960 a 990 °C, respectivamente. Además de una modificación en las condiciones finales de laminado, se modificó la trayectoria de enfriamiento en la ROT. Para las láminas de acero 15C a 22C, la rata de enfriamiento al comienzo de la ROT fue considerablemente mayor que la utilizada para las láminas de acero 1A a 14B. En lugar de un enfriamiento relativamente suave en el intervalo de 20 a 35 °C/s por alrededor de 8 a 10 segundos como se usa para las láminas de acero 1A a 14B, se sometieron las láminas de acero 15C a 22C a un enfriamiento mucho más intenso con una rata de enfriamiento en el intervalo de 60 a 80 °C/s por alrededor de 4 a 5 segundos. Para todos los aceros, es decir, 1A a 22C, el enfriamiento inicial a una temperatura intermedia en la ROT en el intervalo de 640 a 700 °C, fue seguido por un enfriamiento adicional, relativamente suave, a la temperatura final de bobinado entre 610 a 670 °C.
De manera similar a las láminas de acero 1A a 14B, las microestructuras de las láminas de acero 15C a 22C eran todas ferríticas sustancialmente monofásicas con a lo sumo 3% en volumen o menos de cementita y/o perlita. Sin embargo, los análisis de EBSD revelaron que el índice MOD asociado con las microestructuras de las láminas de acero 15C a 22C es significativamente mayor que el de las láminas de acero 1A a 14B. Mientras que el índice MOD de las láminas de acero 1A a 14B está en el intervalo de 0.2 a 0.44, las láminas de acero 15C a 22C tienen valores de índice MOD entre 0.5 a 0.8. El índice MOD sustancialmente mayor de las láminas de acero 15C a 22C revela que el MOD tiene una firma significativamente diferente y que parte de la morfología de ferrita de las láminas de acero 15C a 22C es esencialmente diferente de la de las láminas de acero 1A a 14B. Como ya se discutió, el índice MOD aumentado es un reflejo de una fracción incrementada de ferrita acicular/bainítica en la microestructura ferrítica general a expensas de la ferrita poligonal. Con base en el índice MOD, se estima que la fracción de volumen de ferrita poligonal (PF) para láminas de acero 15C a 22C está en el intervalo de alrededor de 35 a 56%, mientras que la fracción de PF de las láminas de acero 1A a 14B se estima significativamente mayor con valores en el intervalo de 62 a 80%. La comparación de la fracción AF/BF para las láminas de acero 15C a 22C con la de las láminas de acero 1A a 14B muestra que las primeras contienen alrededor del 44 al 65% de AF/BF, mientras que para las últimas esto está en el intervalo del 20 al 38%.
Los análisis anteriores ilustran que el aumento de las temperaturas para la parte final del laminado de acabado, así como el aumento de la rata de enfriamiento al inicio de la ROT, conducen a un cambio en la mezcla de PF y AF/BF y promueven la formación de AF/BF a expensas de PF. Esto a su vez tiene una influencia altamente beneficiosa en la HEC sin ningún efecto importante para el rendimiento y la resistencia a la tracción o el alargamiento por tracción. Los valores de HEC medidos para las láminas de acero 15c a 22C son mucho mayores que los de las láminas de acero 1A a 14B con una resistencia a la tracción similar. Mientras que la HEC de láminas de acero con resistencia a la tracción de 780 MPa o más del colectivo de 1A a 14B está en el intervalo de 35 a 60%, la HEC de láminas de acero con resistencia a la tracción de 780 MPa o más del colectivo de 15C a 22C está en el intervalo de 75 a 100%.
Una comparación del rendimiento de HEC y las microestructuras de las láminas de acero 23D a 28D, por un lado, y 29D, por otro, muestra que no solo el tratamiento con calcio puede desempeñar un papel, sino principalmente las condiciones de laminado en caliente y enfriamiento de ROT. Para todas las láminas de acero 23D a 29d no se usó tratamiento con calcio y la única diferencia entre las láminas de acero 23D a 28D por un lado y 29D por el otro son las condiciones de laminado en caliente y enfriamiento de ROT. Para las láminas de acero 23D a 28D, la Tentrada,FT7 y FRT estuvieron en el intervalo de 920 a 970 °C y 900 y 940 °C, respectivamente, mientras que para la lámina de acero 29D esto fue considerablemente mayor con valores de 1000 y 963 °C, respectivamente. Además, la rata de enfriamiento al comienzo del ROT fue considerablemente mayor para las láminas de acero 29D: alrededor de 71 °C/s para 29D versus 27 a 44 °C/s para las láminas de acero 23D a 28D. Aunque las microestructuras de todas las láminas de acero 23D a 29D son sustancialmente ferríticas monofásicas, el aumento de las temperaturas para terminar el laminado en combinación con un mayor enfriamiento de la tira de acero al comienzo de la ROT utilizado para la lámina de acero 29D, conduce a un aumento en la fracción de ferrita acicular/bainítica a expensas de la ferrita poligonal y conduce a un aumento sustancial de HEC sin comprometer significativamente las propiedades de tracción. Esto se refleja en los valores medidos del índice MOD, es decir, las láminas de acero 23d a 28D tienen valores de índice MOD en el intervalo de 0.30 a 0.45, mientras que para las láminas de acero 29D es considerablemente mayor con un valor de 0.65. Con respecto a la capacidad de expansión del agujero, los valores para las láminas de acero 23D a 28D están en el intervalo de 35 a 53%, mientras que la HEC de la lámina de acero 29D es 81%.
También se investigó para el acero E - láminas de acero 30E a 36E - la influencia de las condiciones de laminado en caliente y enfriamiento de ROT sobre las propiedades de tracción, la capacidad de expansión del agujero y la microestructura. La influencia observada para el acero E es similar a la observada con respecto a HEC y la microestructura para las láminas de acero 23D a 28D en comparación con la lámina de acero 29D: un aumento en la temperatura de laminado de acabado y la rata de enfriamiento inicial al comienzo del ROT conduce a un considerable aumento de HEC y a un cambio en las fracciones de volumen de PF y AF/BF en la microestructura ferrítica monofásica sustancialmente general. Esto último se refleja nuevamente en un aumento del índice MOD, es decir, las láminas de acero 30E a 35E tienen valores de índice m Od en el intervalo de 0.25 a 0.42, mientras que para la lámina de acero 36E esto es alrededor de 0.50. La HEC correspondiente para las láminas de acero 30E a 35E está en el intervalo de 35 a 56%, mientras que la de la lámina de acero 36E es sustancialmente mayor con un valor medido de 65%.
Mientras que la HEC como medida para la SFF influye en la capacidad de fabricación de un componente de chasis de automóviles a partir de una lámina de acero particular, se considera la PEF como una medida para la fatiga crítica del borde de un componente de chasis de automóviles una vez en servicio. Para determinar la PEF, se recortaron muestras rectangulares (185 x 45 mm2) con el eje longitudinal paralelo a la dirección de laminado de varias láminas de acero, seguidas de perforar (perforación simple) un agujero de 15 mm de diámetro en el centro de la muestra de acero. La geometría de estas muestras de PEF se diseñó de modo que la concentración de tensión en la circunferencia del agujero sea lo suficientemente grande como para garantizar que la grieta por fatiga siempre se inicie al lado del agujero. Esto significaba que las muestras rectangulares podían cortarse simplemente con cizallas de guillotina sin la necesidad de lijar/pulir más, como suele ser el caso con la prueba de fatiga de vida útil del sustrato regular libre bajo tensión o S-N (Esfuerzo (en MPa) en función de los ciclos hasta la fractura (Nf)). Se perforaron todas las láminas de acero investigadas con un punzón de 15 mm. Se perforaron las láminas de acero 6A y 15C, con un espesor de alrededor de 3.05 y 3.04 mm, respectivamente, en combinación con un troquel de 15.8 mm, lo que condujo a un espacio libre de 13.1 a 13.2%, respectivamente, para estas láminas de acero. Para la lámina de acero 29D, con un espesor de 2.89 mm, se usó una matriz de 15.5 mm, lo que condujo a un espacio libre del 8.7%. Se calcula el espacio libre (Cl en porcentaje) con base en el diámetro del troquel (dtroquel en mm) y el diámetro del punzón (dpunzón, en este caso 15 mm) y el espesor (t en mm) de la lámina de acero de acuerdo con:
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Se llevaron a cabo todas las pruebas de PEF con una máquina de prueba hidráulica uniaxial y un valor R de prueba (carga mínima/carga máxima) de 0.1. Se convirtieron las cargas en tensiones con el fin de eliminar la influencia del espesor del material dividiendo la carga de prueba por el área de la sección transversal en el medio de la muestra de prueba de fatiga de agujeros perforados (es decir, el ancho de la muestra menos el tamaño medido del agujero). El criterio de fractura utilizado para la prueba PEF fue un aumento de 0.1 mm en el desplazamiento.
Los resultados de las pruebas de PEF se muestran en la Tabla 4 junto con una indicación de las condiciones del proceso (Ca = tratamiento con calcio, sí o no; HSM = temperaturas de laminación de acabado, condiciones de enfriamiento ROT, y temperatura de bobinado de acuerdo con la presente invención , sí o no), propiedades de tracción (Rp0.2 = 0.2% de prueba de compensación o límite elástico; Rm = resistencia a la tracción final; A50 = A50 alargamiento por tracción), HEC (A), y características microestructurales (PF = fracción de volumen de ferrita poligonal; AF/BF = fracción de volumen de ferrita acicular/bainítica; índice MOD). Las características relevantes para describir la resistencia del PEF en la Tabla 4 son la tensión de fatiga máximo (Omáx) y la relación (en porcentaje) de la tensión de fatiga máxima (Omáx) sobre Rm a 1x105 ciclos para un espacio libre particular (Cl) utilizado para perforar la lámina de acero. También se presenta en la Tabla 4 una evaluación óptica de la cantidad de división cuando se perfora el sustrato de acero. El grado de división se expresa en porcentaje de la circunferencia del agujero perforado.
En general, el rendimiento de PEF de un acero se rige en gran medida por la rugosidad de la superficie de la zona de fractura del borde perforado y la cantidad de tensión y daño acumulados en el interior de la lámina de acero cerca del borde perforado. Estas características a su vez están determinadas en parte por la microestructura y la respuesta mecánica del sustrato de acero, así como por la influencia de las condiciones de perforación, incluyendo -en particularel espacio libre entre el punzón y el troquel. Se sabe que es probable que un aumento en el espacio libre vaya acompañado de un aumento en la rugosidad de la zona de fractura, que a su vez puede conducir a un deterioro del PEF. Además, a medida que aumenta el espacio libre, puede aumentar la cantidad de tensión y -en particular- el daño interno debido a la presencia de segregación (línea central) y/o inclusiones. Este daño interno puede conducir a la división, huecos internos y microgrietas potencialmente internas dentro del sustrato de acero, que pueden actuar como elevadores de tensión locales durante la carga de fatiga cíclica y, por lo tanto, pueden afectar el rendimiento del PEF.
La Figura 4 muestra un gráfico esquemático, que ilustra la influencia del límite elástico (Rp0.2) en la fatiga del sustrato S-N, así como en el PEF para un acero ferrítico y un acero multifásico con resistencia idéntica a la tracción y perforado con espacio libre similar, aunque ambos aceros tienen un límite elástico significativamente diferente. Como se sabe, los aceros ferríticos, tales como los aceros HSLA convencionales, pero también el acero reforzado por precipitación monofásico como se define en la presente invención tiene un límite elástico relativamente alto con una relación de rendimiento típica en el intervalo de 0.85 a casi 1. Por el contrario, los aceros multifásicos como los aceros de fase dual (DP) o de fase compleja (CP) suelen tener un límite elástico considerablemente más bajo y una relación de rendimiento típicamente en el intervalo de 0.5 a 0.85. La regla general es que un acero con un límite elástico alto tendrá una resistencia a la fatiga del sustrato S-N sustancialmente más alta que un acero con un límite elástico bajo. En caso de fatiga del sustrato S-N, la resistencia a la fatiga se rige por la nucleación y el crecimiento de la fractura por fatiga durante la carga cíclica, que se controla en gran medida por la rugosidad de la superficie de la lámina de acero y la microestructura, respectivamente.
Sin embargo, una vez que se perfora la lámina de acero, el rendimiento de fatiga S-N se controla en gran medida por el agujero perforado ya que la concentración de tensión en la circunferencia del agujero es probable que sea mayor que en cualquier otro lugar de la lámina de acero. A su vez, esto conducirá a la nucleación de grietas por fatiga y al crecimiento junto al agujero en la lámina de acero.
Como se ilustra en la Figura 4, la perforación de una lámina de acero conduce a una caída sustancial en el rendimiento de fatiga de la vida útil bajo tensión (S-N). Un acero con un alto límite elástico típicamente experimentará una reducción sustancialmente mayor en el rendimiento de fatiga una vez que se perfora la lámina de acero que un acero con un límite elástico relativamente bajo. La consecuencia de esto se ilustra en la Figura 4, destacando que, al perforar, las curvas de fatiga de la vida útil bajo tensión de las calidades de acero ferrítico y multifásico casi parecen colisionar y que -en contraste con la fatiga del sustrato de vida útil bajo tensión convencional- el límite elástico ya no dicta el orden de las curvas. En cambio, otros factores, como la condición del borde perforado, es decir, la rugosidad de la superficie de la zona de fractura y la tensión y el daño interior en la lámina de acero cerca de la pared del borde perforado, determinarán la posición de la curva PEF de vida útil bajo tensión. Por lo tanto, es crucial garantizar que el PEF de los aceros de alta resistencia objetivo sea lo suficientemente alto como para garantizar cualquier potencial de calibración hacia abajo sin pérdida de rendimiento.
Ya se demostró en las Tablas 2 y 3 que el acero ferrítico monofásico reforzado por nanoprecipitación de la presente invención es capaz de acomodar una alta resistencia combinada con un alto alargamiento por tracción y una alta capacidad de expansión del agujero. La microestructura correspondiente consiste en una mezcla de ferrita poligonal y ferrita acicular/bainítica. En particular, se cree que los últimos constituyentes de ferrita son esenciales para promover una excelente capacidad de expansión de agujeros. Los ejemplos comparativos anteriores muestran que una fracción demasiado alta de ferrita poligonal a expensas de la ferrita acicular/bainítica conduce a una HEC demasiado baja y, por lo tanto, a fracturas prematuras y fracturas una vez que se estira un agujero perforado. En ese contexto, se cree que los constituyentes de fase acicular/bainítica necesarios para la presente invención aumentan la resistencia al daño de la lámina de acero cuando se somete a una deformación local intensa, como es el caso cuando la lámina de acero se perfora, corta o cizalla. En particular, se cree que la ferrita acicular, que puede nuclearse sobre inclusiones en el acero, es capaz de incrustar inclusiones localmente en una matriz de grano fino, haciendo que su presencia sea menos dañina cuando el acero se deforma mucho durante la perforación o similares. Además, se cree que la morfología de ferrita fina e intrincada de los componentes de la fase de ferrita acicular y bainítica suprime la propagación de fracturas. Estos aspectos, junto con la prevención o al menos la supresión de cualquier segregación (línea central) que puedan conducir a la división al perforar, y la prevención o al menos la supresión de la presencia de inclusiones con base en sulfuro y/u óxido (es decir, inclusiones con un diámetro de 1 pm o más) en la microestructura final, son relevantes para asegurar que se mantenga al mínimo la reducción en el rendimiento de fatiga para el acero ferrítico monofásico reforzado por nanoprecipitación de la presente invención. En este contexto, un bajo contenido de S, opcionalmente en combinación con evitar un tratamiento con calcio durante la fabricación de acero y tratar de promover que las inclusiones con base en AlxOy tengan suficiente tiempo para salir del acero líquido, es beneficioso para reducir la cantidad de inclusiones con base en sulfuro y/u óxido. Además, es beneficioso para la presente invención disponer la fabricación y colada de acero de tal manera que la segregación, y en particular la segregación de la línea central, se suprima o incluso se evite por completo.
La Tabla 4 muestra el rendimiento de PEF y el espacio libre de troquel de perforación utilizado para un ejemplo comparativo y dos ejemplos inventivos para la presente invención, junto con una indicación de las condiciones relevantes del proceso e información sobre las propiedades de tracción correspondientes, la capacidad de expansión del agujero, espacio libre, así como las características microestructurales derivadas de los análisis EBSD y una evaluación del grado de división al perforar. El rendimiento del PEF se mide aquí como la resistencia máxima a la fatiga Omáx a 1x105 ciclos hasta la fractura expresada en MPa y como la relación (en porcentaje) de la tensión máxima a la fatiga (Omáx) sobre Rm a 1x105 ciclos para un espacio libre particular (Cl) utilizado para perforar la lámina de acero. Los espacios libres utilizados para las láminas de acero que se muestran en la Tabla 4 son alrededor del 13% para las láminas de acero 6A y 15C y del 8.7% para la lámina de acero inventiva 29D.
Los datos muestran que el PEF expresado por la resistencia máxima a la fatiga Omáx a 1x105 ciclos hasta la fractura para la lámina de acero comparativa 6A es 296 MPa, mientras que para la lámina de acero inventiva 15C con un espesor y espacio libre idéntico práctico utilizado para perforar es sustancialmente mayor con un valor de 314 MPa. La misma tendencia se mantiene para la relación de Omáx/Rm a 1x105 ciclos hasta la fractura para la lámina de acero comparativa 6A y la lámina de acero inventiva 15C, es decir, 35.2% versus 37.8%, respectivamente. El rendimiento mejorado de PEF de la lámina de acero 15C sobre 6A se atribuye -en analogía a lo discutido anteriormente en relación con HEC- al hecho de que el contenido de S se mantuvo bajo, no se utilizó tratamiento con calcio y al hecho de que el laminado de acabado, las condiciones de ROT y de bobinado estaban en línea con la presente invención, conduciendo a la microestructura deseada que consiste en una mezcla de ferrita poligonal y ferrita acicular/bainítica con como máximo 60% de PF y al menos 40% de AF/BF en el caso de la lámina de acero 15C. Otra observación sorprendente es que para la lámina de acero comparativa 6A, se observó una división considerable, que abarca del 80 al 100% de la circunferencia del agujero perforado. Para la lámina de acero inventiva 15C, el grado de división fue como máximo 5% después de la perforación. La fuerte reducción en la división se asocia con una fuerte disminución en la cantidad de segregación de la línea central y una reducción en la cantidad de inclusiones con base en AlxOy relativamente grandes para la lámina de acero inventiva 15C en comparación con la lámina de acero comparativa 6A.
La tabla 4 también muestra detalles con respecto al ejemplo inventivo 29D. Para evaluar el rendimiento de PEF de esta lámina de acero, se utilizó un espacio libre del 8.7%. Además, esta lámina de acero mostró poca o ninguna evidencia de división al perforar y proporcionó una buena resistencia al PEF de 1x105 ciclos hasta la fractura de 331 MPa con base en la microestructura deseada de una mezcla de ferrita poligonal y ferrita acicular/bainítica con - en este caso inventivo en particular - como máximo 50% de PF y al menos 50% de a F/BF.
Tabla 1: Composición de aceros.
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Claims (15)

REIVINDICACIONES
1. Un método para fabricar una tira de acero laminado en caliente de alta resistencia con una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa, preferiblemente al menos 780 MPa, con una excelente combinación de alargamiento por tracción, SFF y resistencia a PEF, que comprende los pasos de:
• colar una placa, seguido del paso de recalentar la placa solidificada a una temperatura entre 1050 y 1260 °C; • laminar en caliente la placa de acero con una temperatura de entrada para el soporte de laminado final entre 980 y 1100 °C;
• terminar dicho laminado en caliente a una temperatura de laminado de acabado entre 950 y 1080 °C;
• enfriar la tira de acero laminado en caliente con una rata de enfriamiento primario entre 50 y 150 °C/s a una temperatura intermedia en la ROT entre 600 y 720 ° C;
• y seguido de
° calentar suavemente el acero entre 0 y 10 ° C/s por el calor latente resultante de la transformación de la fase de austenita a ferrita, o;
° mantener el acero isotérmico, o;
° enfriar suavemente el acero, llevando a una rata de cambio de temperatura en la etapa secundaria de la ROT de -20 a 0 °C/s;
alcanzar la temperatura de bobinado entre 580 y 660 °C;
y en el que el acero comprende (en % en peso):
•entre 0.015 y 0.15% C;
• como máximo 0.5% Si;
• entre 1.0 y 2.0% Mn;
• como máximo 0.06% P;
• como máximo 0.008% S;
• como máximo 0.1% of Al_sol;
• como máximo 0.02% N;
• entre 0.02 y 0.45% V;
• opcionalmente uno o más de
° al menos 0.05 y/o como máximo 0.7% Mo;
° al menos 0.15 y/o como máximo 1.2% Cr;
° al menos 0.01 y/o como máximo 0.1% Nb;
• opcionalmente Ca en una cantidad consistente con un tratamiento con calcio para el control de inclusión;
• equilibrar Fe e impurezas inevitables;
y en el que el acero tiene una microestructura ferrítica sustancialmente monofásica que contiene una mezcla de ferrita poligonal (PF) y ferrita acicular/bainítica (AF/BF) y en el que la fracción de volumen total de la suma de dichos constituyentes de ferrita es al menos 95% y dichos constituyentes de ferrita reforzador con precipitados de carburo y/o carbo-nitruro compuestos finos que consisten en V y opcionalmente Mo y/o Nb.
2. Método de acuerdo con la reivindicación 1, en el que no se usa tratamiento con calcio y cualquier Ca presente en el acero es una impureza inevitable del proceso de fabricación de acero y el acero contiene como máximo 0.003%, o preferiblemente como máximo 0.002%, o lo más preferiblemente como máximo 0.001% de S.
3. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la temperatura de entrada para el soporte de laminado final es como máximo 1050 °C.
4. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la temperatura de laminado de acabado es como máximo 1030 °C.
5. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la rata de enfriamiento primario es al menos 60 °C /s y/o como máximo 100 °C/s hasta la temperatura intermedia, preferiblemente en el que la temperatura intermedia es al menos 630 ° C y/o como máximo 690 °C.
6. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el enfriamiento a la temperatura intermedia es seguido por:
• efectivamente se calienta levemente entre 0 y 5 °C/s debido al calor latente resultante de la transformación de la fase de austenita a ferrita, o;
• se mantiene isotérmico, o;
• efectivamente se enfría levemente, lo que lleva a una rata de cambio de temperatura en la etapa secundaria del ROT de -15 a 0°C/s;
para alcanzar la temperatura de bobinado, preferiblemente en la que la temperatura de bobinado es al menos 600 °C y/o como máximo 650 ° C.
7. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la tira de acero laminado en caliente bobinada se deja enfriar gradualmente a temperatura ambiente o se somete a enfriamiento sumergiendo la bobina en un depósito de agua o enfriando activamente la bobina con una pulverización de agua a temperatura ambiente.
8. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores en el que la tira laminada en caliente después de un tratamiento de eliminación de incrustaciones superficiales se somete a un proceso de recubrimiento para garantizar que el acero esté protegido contra la corrosión con un recubrimiento de zinc o aleación de zinc, en el que el recubrimiento de aleación de zinc contiene preferiblemente aluminio y/o magnesio como sus principales elementos de aleación.
9. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene una microestructura ferrítica sustancialmente monofásica que contiene (en porcentaje en volumen de la matriz) una mezcla de:
• como máximo 60% de ferrita poligonal (PF) y al menos 40% de ferrita acicular/bainítica (AF/BF) o;
• como máximo 50% de ferrita poligonal y preferiblemente al menos 50% de ferrita acicular/bainítica o;
• como máximo 30% de ferrita poligonal y al menos 70% de ferrita acicular/bainítica.
10. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el índice MOD de la microestructura de la tira de acero laminado en caliente, medido con la técnica de Difracción de Retrodispersión Electrónica (EBSD) es al menos 0.45, preferiblemente al menos 0.50, más preferiblemente al menos 0.60, aún más preferiblemente al menos 0.75.
11. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa y una HEC de 90% o mayor, y en el que el acero comprende (en % en peso):
• entre 0.02 y 0.05% C;
• como máximo 0.25% Si;
• entre 1.0 y 1.8% Mn;
• como máximo 0.065% Al_sol;
• como máximo 0.013% N;
•entre 0.12 y 0.18% V;
• entre 0.02 y 0.08% Nb;
• y opcionalmente entre 0.20 y 0.60% Cr.
12. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa y una HEC de 65% o mayor, y en el que el acero comprende (en % en peso):
• entre 0.04 y 0.06% C;
• como máximo 0.30% Si;
• entre 1.0 y 1.8% Mn;
• como máximo 0.065% Al_sol;
• como máximo 0.013% N;
•entre 0.18 y 0.24% V;
• entre 0.10 y 0.25% Mo;
• entre 0.03 y 0.08% Nb;
• y opcionalmente entre 0.20 y 0.80% Cr.
13. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 to 8, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa y una HEC de 40% o mayor, y en el que el acero comprende (en % en peso):
•entre 0.08 y 0.12% C;
• como máximo 0.45% Si;
• entre 1.0 y 2.0% Mn;
• como máximo 0.065% Al_sol;
• como máximo 0.013% N;
• entre 0.24 y 0.32% V;
• entre 0.15 y 0.40% Mo;
• entre 0.03 y 0.08% Nb;
• y opcionalmente entre 0.20 y 1.0% Cr.
14. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene:
• una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa y una HEC de 90% o mayor, o
• una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa y una HEC de 65% o mayor, o
• una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa y una HEC de 40% o mayor,
y en el que (Rm x A50) / 102 > 10000 o preferiblemente (Rm x A50) / 102 > 12000.
15. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la tira de acero laminado en caliente tiene:
• una resistencia a la tracción de al menos 570 MPa y una HEC de 90% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 280 MPa, preferiblemente al menos 300 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %, o;
• una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa y una HEC de 65% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 300 MPa, preferiblemente al menos 320 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %, o;
• una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa y una HEC de 40% o mayor, y en la que la tensión de fatiga máxima es al menos 320 MPa, preferiblemente al menos 340 MPa, a 1x105 ciclos hasta la fractura con el radio de tensión de 0.1 y un espacio de perforación de 8 a 15 %.
y en el que (Rm x A50) / 102 > 10000 o preferiblemente (Rm x A50) / 102 > 12000.
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