ES2811838T3 - Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento - Google Patents

Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento Download PDF

Info

Publication number
ES2811838T3
ES2811838T3 ES15750459T ES15750459T ES2811838T3 ES 2811838 T3 ES2811838 T3 ES 2811838T3 ES 15750459 T ES15750459 T ES 15750459T ES 15750459 T ES15750459 T ES 15750459T ES 2811838 T3 ES2811838 T3 ES 2811838T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
steel
sheet
content
less
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES15750459T
Other languages
English (en)
Inventor
Wei Xu
Artem Arlazarov
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal SA
Original Assignee
ArcelorMittal SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=52000883&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=ES2811838(T3) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Application granted granted Critical
Publication of ES2811838T3 publication Critical patent/ES2811838T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

Un procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa, un límite elástico de más de 700 MPa, un alargamiento uniforme UE de al menos 8,0 % y un alargamiento total de al menos 10,0 %, hecha de un acero que contiene en porcentaje en peso: 0,15 % <= C <= 0,25 % 4,5 % <= Mn <= 5,5 % 1,4 % <= Si <= 1,8 % 0,03 % <= Al <= 2,5 % siendo el resto Fe e impurezas resultantes de la fundición, incluyendo las impurezas N, S, P y elementos residuales que incluyen Cr, Ni, Mo, Cu y B, siendo el contenido de N inferior al 0,01 %, el contenido de S inferior al 0,01 %, el contenido de P inferior al 0,02 %, el contenido de Cr inferior al 0,1 %, el contenido de Ni inferior al 0,1 %, el contenido de Mo inferior al 0,05 %, el contenido de Cu inferior al 0,2 % y el contenido de B inferior al 0,0010 %, siendo la composición tal que:

Description

DESCRIPCIÓN
Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento [0001] La presente invención se refiere a un procedimiento para fabricar una lámina de acero de alta resistencia que utiliza una línea de tratamiento térmico continuo y a la lámina obtenida por este procedimiento.
[0002] Para producir diversos equipos tales como remolques, camiones, máquinas agrícolas, piezas automotrices etc., se usan láminas de acero de alta resistencia, hechas de aceros DP (de fase dual) o TRIP (plasticidad inducida por transformación). Algunos de dichos aceros que se producen en líneas de recocido continuo, que contienen, por ejemplo, aproximadamente 0,2 % de C, aproximadamente 2 % de Mn y aproximadamente 1,7 % de Si, tienen una resistencia a la tracción de aproximadamente 980 MPa.
[0003] Para de reducir el peso de los equipos fabricados con estos aceros, que es muy deseable para mejorar su eficiencia energética, se propuso utilizar aceros CMnSi que contienen de 0,1 % a 0,4 % de C, de 2 % a 4 % de Mn, hasta 2 % de Si o Si+AI, siendo tratados dichos aceros térmicamente para tener una estructura martensítica con un contenido significativo de austenita retenida o una estructura ferrito-marténsítica. Dichos aceros se utilizan para producir grados que tienen una resistencia a la tracción de más de 1000 MPa. Estas láminas se producen en líneas de recocido continuo y opcionalmente están recubiertas por inmersión en caliente. Las propiedades mecánicas de las láminas dependen de la cantidad de austenita residual que debe ser suficientemente alta. Esto requiere que la austenita sea suficientemente estable. Además, para realizar el tratamiento en líneas existentes con una buena productividad, es deseable que los puntos característicos de transformación del acero como Ac-i, Ac3, Ms y Mf no sean demasiado restrictivos.
[0004] El artículo "Effect of Si on the Microstructure and Mechanical Property of Medium Mn steel Treated by Quenching and Partitioning Process", Zhao y col., Chinese Journal of Materials Research, vol.25, n.°1, 2011 describe un acero que comprende 0,2 % de C, 5 % de Mn y 1,76 % de Si, que se produce mediante recocido por encima de Ac3 a 750 °C durante 30 min, enfriamiento a 140 °C y retención durante 5 min, y partición a 450 °C durante 0,5 a 30 min.
[0005] El documento KR 2012 0070739 A describe un acero TRIP que comprende 0,07-0,2 % de C, como máximo 2,0 % de Si, 3,0-7,0 % de Mn y 1,3-3,0 % de Al. La estructura del acero consiste en ferrita y 10-40 % de austenita.
[0006] El documento CN 102.912.219 A también describe un acero TRIP, con una composición que incluye 0,08-0,5 % de C, 0,4-2,0 % de Si, 3-8 % de Mn y 0,02-4 % de Al, comprendiendo la estructura 30-90 % de martensita, 5-30 % de austenita, ferrita y cementita.
[0007] Por estas razones, sigue siendo necesario contar con un acero y un procedimiento para fabricar fácilmente láminas de acero de alta resistencia en líneas de tratamiento térmico continuo.
[0008] La invención se refiere a un procedimiento según la reivindicación 1.
[0009] Preferentemente, la composición química del acero satisface al menos una de las siguientes condiciones:
0,03 % < Al < 0,5 %
Si Al > 1,4 %
1,4 % < Al < 2,5 %
[0010] En una realización, la temperatura de sobreenvejecimiento PT está entre 440 °C y 470 °C y la lámina se mantiene a la temperatura de sobreenvejecimiento durante un tiempo Pt entre 5 s y 60 s. En este caso, la retención a la temperatura de sobreenvejecimiento se puede realizar haciendo pasar la lámina en un baño de recubrimiento por inmersión caliente. Después de pasar en el baño de recubrimiento por inmersión en caliente, la lámina se puede mantener adicionalmente a una temperatura entre 480 °C y 570 °C para ser galvanorrecocida antes de enfriarse a la temperatura ambiente.
[0011] El recocido, el enfriamiento y el sobreenvejecimiento se pueden realizar en una línea de tratamiento térmico continuo tal como una línea de recocido continuo que comprende opcionalmente una sección de recubrimiento por inmersión en caliente.
[0012] La preparación de la lámina por laminación puede comprender laminación en caliente de una losa y opcionalmente laminación en frío.
[0013] La invención también se refiere a una lámina de acero de alta resistencia según la reivindicación 10.
[0014] Preferentemente, la composición química del acero satisface al menos una de las siguientes condiciones:
0,03 % < Al < 0,5 %
Si Al > 1,4 %
1,4 % < Al < 2,5 %
[0015] En cualquier caso, al menos una de las caras de la lámina puede comprender un recubrimiento metálico o un recubrimiento metálico aleado tal como recubrimiento de zinc o un recubrimiento de zinc aleado.
[0016] Ahora, la invención se describirá en detalle y se ilustrará mediante ejemplos sin presentar limitaciones.
[0017] El acero que se utiliza para fabricar láminas de acero de alta resistencia según la presente invención tiene la siguiente composición:
- 0,15 % < C < 0,25 % para asegurar una resistencia satisfactoria y mejorar la estabilidad de la austenita.
- 4,5 % < Mn < 5,5 %. El contenido de manganeso debe ser superior al 4,5 % para mejorar la estabilidad de la austenita retenida mediante un mayor enriquecimiento químico de austenita en manganeso y la disminución del tamaño del grano de austenita. Se espera que la disminución del tamaño del grano de austenita reduzca la distancia de difusión y, por lo tanto, fomente la difusión de C y Mn durante la etapa de sobreenvejecimiento.
Además, los contenidos de manganeso superiores al 4,5 % disminuyen el punto de transformación de Ms, los puntos de transformación Ac1 y Ac3, lo que facilita el logro del tratamiento térmico. Por ejemplo, cuando se baja el punto AC3, se puede reducir la temperatura de recocido, lo que facilita el calentamiento, es decir, es posible reducir la potencia de calentamiento o aumentar la velocidad de paso de la lámina. Pero, el contenido de manganeso debe permanecer por debajo del 10% para no reducir demasiado la ductilidad y soldabilidad. El contenido de manganeso es inferior al 5,5 %. Cabe señalar que la adición de Al aumenta AC3 y contrarresta el efecto Mn, dicha adición no es perjudicial hasta el 2,5 % de Al.
[0018] Los contenidos de C y Mn son tales que el índice de carbono-manganeso CMnldex = C x (1 Mn/3,5) es menor o igual a 0,6 para asegurar que la martensita no sea demasiado frágil lo que es deseable para permitir el corte mecánico en buenas condiciones. En esta fórmula, C y Mn son los contenidos en % en peso.
-1,4 % < Si < 1,8 % para estabilizar la austenita, para proporcionar un fortalecimiento sólido de la solución y para retrasar la formación de carburos durante la redistribución de carbono de la martensita a la austenita resultante del envejecimiento. Pero, con un contenido demasiado alto, se formarán óxidos de silicio en la superficie, lo cual es perjudicial para la capacidad de recubrimiento. Por lo tanto, el contenido de silicio es menor o igual al 1,8 %.
- 0,03 % < Al < 2,5 %. El Al se añade para desoxidar el acero líquido y esto aumenta la robustez, lo que significa que la evolución de la fracción de austenita es menos sensible a la temperatura de recocido. El contenido mínimo de Al es del 0,03 %. Con un alto contenido, el aluminio retrasa la formación de carburos durante la redistribución del carbono de la martensita a la austenita resultante del sobreenvejecimiento. Para retrasar la formación de carburos, el contenido mínimo de Al+Si debe ser del 1,4 %. Preferentemente, el contenido de Al es de al menos 1,4 % para permitir la soldabilidad del acero. El máximo de Al es del 2,5 %, por encima de tal cantidad, la ferrita delta se forma a alta temperatura. La ferrita delta es perjudicial para la soldabilidad y es una fase frágil. Cabe señalar que el Al aumenta significativamente el punto de transformación AC3, lo que dificulta el recocido; dicho efecto está contrarrestado por la presencia de un alto contenido de Mn. Particularmente cuando no hay ningún problema particular de soldabilidad, el contenido de Al puede permanecer igual o inferior al 0,5 %. Por lo tanto, la temperatura de transformación de Ac3 no aumenta, lo que permite mejorar la productividad de la línea de recocido continuo.
[0019] El resto es Fe e impurezas resultantes de la fundición. Dichas impurezas incluyen N, S, P y elementos residuales como Cr, Ni, Mo, Cu y B.
[0020] El contenido de N permanece inferior al 0,01 %, el contenido de S inferior al 0,01 %, el contenido de P inferior al 0,02 %, el contenido de Cr inferior al 0,1 %, el contenido de Ni inferior al 0,1 % el contenido de Mo inferior al 0,05 %, el contenido de Cu inferior al 0,2 % y el contenido de B inferior al 0,0010 %. La microaleación con Nb, Ti y V es posible en este concepto, pero el contenido de Ti debe ser inferior al 0,1 %, el contenido de Nb inferior al 0,1 % y el contenido de V inferior al 0,3 %
[0021] Con este tipo de acero se producen láminas laminadas en caliente. Estas láminas laminadas en caliente tienen un espesor entre 2 mm y 5 mm, por ejemplo.
[0022] Opcionalmente, las láminas laminadas en caliente se laminan en frío para obtener láminas laminadas en frío que tienen un espesor entre 0,5 mm y 2 mm, por ejemplo. Los expertos en la materia saben cómo producir tales láminas laminadas en frío o en caliente.
[0023] A continuación, las láminas laminadas en frío o en caliente se tratan térmicamente en una línea de tratamiento térmico continuo tal como una línea de recocido continuo que comprende al menos una zona de calentamiento capaz de calentar la lámina hasta una temperatura de recocido, una zona de remojo capaz de mantener la lámina a la temperatura de recocido o alrededor de esta temperatura, una zona de enfriamiento capaz de enfriar rápidamente la lámina hasta una temperatura de enfriamiento QT, una zona de recalentamiento capaz de calentar la lámina hasta una temperatura de sobreenvejecimiento PT y una zona de sobreenvejecimiento capaz de mantener la lámina a la temperatura de sobreenvejecimiento o alrededor de esta temperatura durante un tiempo Pt. Opcionalmente, la zona de sobreenvejecimiento puede ser una zona de recubrimiento por inmersión en caliente que comprende al menos un baño de recubrimiento por inmersión en caliente que contiene un metal líquido tal como zinc y opcionalmente una zona de aleación.
[0024] Dicha línea de tratamiento térmico continuo es conocida por los expertos en la materia. La finalidad del tratamiento térmico es conferir al acero una estructura adecuada para obtener las características deseadas de resistencia y ductilidad y, posiblemente, para sumergir en caliente la lámina.
[0025] Cabe señalar que el contenido de los componentes microestructurales generalmente se proporciona como una fracción de superficie basada en imágenes ópticas y de microscopio de barrido.
[0026] En cualquier caso, la temperatura de recocido AT es mayor que el punto de transformación AC1 del acero para formar suficiente austenita capaz de transformarse mediante enfriamiento y sobreenvejecimiento.
[0027] Si la estructura de la lámina antes del recocido contiene ferrita y perlita y si se desea un contenido significativo de ferrita después del enfriamiento y el sobreenvejecimiento, la temperatura de recocido debe permanecer inferior al punto de transformación AC3 del acero.
[0028] Es preferible mantener la lámina a esa temperatura de recocido al menos 60 s, pero no es necesario más de 200 s.
[0029] Se desea que durante el enfriamiento y el sobreenvejecimiento, la austenita que se forma durante la etapa de recocido se transforme al menos parcialmente en martensita. La temperatura de enfriamiento QT debe ser inferior al punto de transformación Ms del acero y con una velocidad de enfriamiento suficiente para obtener una estructura inmediatamente después del enfriamiento que contenga al menos martensita. La velocidad mínima de enfriamiento, que es la velocidad de enfriamiento martensítica crítica, depende al menos de la composición química del acero y los expertos en la materia saben cómo determinarla. Como preferentemente se desea tener una estructura que contenga un contenido significativo de austenita retenida, la temperatura QT no debe ser demasiado baja y debe elegirse según el contenido deseado de austenita retenida. Por esa razón, la temperatura de enfriamiento está entre 190°, que es menor que el punto de transformación de Ms, y 80 °C para tener una cantidad suficiente de austenita retenida. Pero, la temperatura de enfriamiento es inferior a 190° porque, cuando es más alta que esta temperatura, la cantidad de austenita retenida es demasiado importante y esta austenita retenida puede transformarse en martensita fresca después de dividirse y enfriarse a la temperatura ambiente, lo que es perjudicial para la ductilidad. Más específicamente, es posible determinar para cada composición química del acero una temperatura de enfriamiento óptima QTop que teóricamente logra un contenido de austenita residual óptimo. Esta temperatura de enfriamiento óptima se puede calcular utilizando una relación entre la composición química del acero y la Ms que los inventores establecieron recientemente:
Figure imgf000004_0001
Y la relación de Koistinen Marburger:
Figure imgf000004_0002
fa' es la proporción de martensita a la temperatura T durante el enfriamiento, y suponiendo que, después de enfriar a una temperatura QT, el acero se sobreenvejece a una temperatura superior a QT y que, debido al sobreenvejecimiento, se realiza completamente la partición del carbono entre la martensita y la austenita restante.
[0030] Los expertos en la materia saben cómo realizar este cálculo.
[0031] La temperatura de enfriamiento óptima QTop no es necesariamente la temperatura de enfriamiento QT que se elige para realizar tratamientos térmicos reales. Preferentemente, la temperatura de enfriamiento QT se elige igual o cercana a esta temperatura de enfriamiento óptima y preferentemente inferior a 190 °C porque, cuando la temperatura de enfriamiento es demasiado alta, después de dividirse, la austenita se transforma al menos parcialmente en martensita fresca y la estructura obtenida es muy frágil. Con el acero según la presente invención, el contenido máximo de austenita residual que es posible obtener después de una austenización completa está entre 20 % y 45 %. Como durante el sobreenvejecimiento o después de él, parte de la austenita residual se puede transformar en bainita o en martensita fresca, la estructura que se obtiene después de una austenitización completa contiene algo de ferrita o algo de bainita, el contenido total de tales componentes es menor del 10 % y preferentemente menor del 5 % y la estructura contiene al menos 65 % de martensita. Con el acero según la presente invención, cuando la temperatura de enfriamiento QT es inferior a 80 °C, el contenido de austenita de la estructura es demasiado bajo, inferior a aproximadamente el 8 % e incluso puede ser completamente martensítico. En este caso, la estructura que se obtiene después de la partición puede ser muy frágil.
[0032] En la invención, la austenitización no está completa, es decir, la temperatura de recocido está entre el punto de transformación AC1 y el punto de transformación AC3 del acero, el contenido de austenita y martensita depende del contenido de ferrita después del recocido, es decir, depende de la temperatura de recocido. Pero, el contenido de ferrita es de al menos el 15 %, el contenido de martensita es de al menos el 50 % y el contenido de austenita retenido es de al menos el 15 %.
[0033] Cuando la estructura contiene martensita y austenita retenida, la finalidad del sobreenvejecimiento es generalmente transferir carbono de la martensita a la austenita retenida para mejorar la ductilidad de la martensita y aumentar el contenido de carbono de la austenita para hacer posible un efecto TRIP, sin formar una cantidad significativa de bainita y/o carburos. Para ello, la temperatura de sobreenvejecimiento PT debe estar entre 350 °C y 500 °C y el tiempo de sobreenvejecimiento Pt debe ser de al menos 5 s y preferentemente de más de 90 s para que el enriquecimiento de la austenita en carbono sea suficiente. Pero este tiempo no debe ser demasiado largo y preferentemente no debe ser más de 600 s para no tener o casi ninguna descomposición de la austenita en una estructura como la bainita. En cualquier caso, la temperatura de sobreenvejecimiento PT debe elegirse lo suficientemente alta dado el tiempo de sobreenvejecimiento Pt que depende de las características de la línea de recocido y del espesor de la lámina, para tener suficiente transferencia de carbono de martensita a austenita, es decir, suficiente partición.
[0034] En una realización particular, la temperatura de sobreenvejecimiento PT es igual a la temperatura óptima para el recubrimiento por inmersión en caliente, es decir, entre 440 °C y 470 °C y típicamente aproximadamente 460 °C. Además, el sobreenvejecimiento se puede realizar al menos parcialmente mediante el paso de la lámina en el baño de recubrimiento por inmersión en caliente. En este caso, la temperatura de sobreenvejecimiento está entre 5 s y 60 s. Si la capa de recubrimiento se alea calentando y manteniendo a una temperatura entre 480 °C y 570 °C para el galvanorrecocido, este tratamiento contribuirá al sobreenvejecimiento del acero.
[0035] Más precisamente, con un acero que tiene la siguiente composición: 0,15 % < C < 0,25 %, 4,5 % < Mn < 5,5 %, 1,4 % < Si < 1,8 %, 0,03 < Al < 2,5 %, siendo el resto Fe e impurezas, es posible obtener una lámina de acero de alta resistencia con un límite elástico YS superior a 1100 MPa, una resistencia a la tracción TS superior a 1350 MPa y un alargamiento uniforme UE de más de 10 % y un alargamiento total TE de más del 12 % si el CMnIndex permanece inferior a 0,6 %. Estas propiedades se pueden obtener si la estructura es esencialmente martensítica con un contenido significativo de austenita retenida, conteniendo preferentemente más del 65 % de martensita y más del 20 % de austenita retenida, permaneciendo la suma de los contenidos de ferrita y bainita por debajo del 10 %.
[0036] La lámina se puede recubrir o no. Cuando está recubierta, puede ser galvanizada o galvanorrecocida.
[0037] Para obtener dicho acero, es necesario recocer la lámina a una temperatura superior al punto de transformación AC3 del acero y enfriarla a una temperatura inferior al punto de transformación Ms seguido de un recalentamiento a la temperatura de sobreenvejecimiento.
[0038] Con respecto al punto de transformación AC3, puede observarse que, para este acero, es inferior a aproximadamente 750 °C cuando el contenido de Al es inferior al 0,5 %, mientras que es de aproximadamente 850 °C para los aceros generalmente utilizados para producir láminas de dicha categoría. Esta diferencia de aproximadamente 100 °C es muy importante porque es más fácil calentar una lámina hasta una temperatura que solo debe ser superior a 750 °C que hasta una temperatura que debe ser superior a 850 °C. El calentamiento necesita menos energía y puede ser más rápido. Por lo tanto, es posible tener una mejor productividad, al mismo tiempo, los puntos A c y Ac3 no deben estar demasiado cerca porque si están demasiado cerca, la robustez del acero se verá afectada ya que un pequeño cambio de temperatura de recocido inducirá una gran modificación de las fracciones de fase y, en consecuencia, propiedades mecánicas inestables.
[0039] Cuando el contenido de Al está entre 1,4 % y 2,5 %, el punto de transformación Ac3 puede ser superior a 850 °C, pero se mejora la soldabilidad del acero.
[0040] Con este acero, las láminas de la invención tienen una estructura que contiene al menos 50 % de martensita, al menos 10 % y preferentemente al menos 15 % de austenita retenida y al menos 10 % y preferentemente al menos 15 % de ferrita. Para ello, la temperatura de recocido debe estar entre los puntos de transformación Ac1 y AC3 y la temperatura de enfriamiento debe ser menor que el punto de transformación Ms. El límite elástico puede ser superior a 1300 MPa y el alargamiento total puede ser de aproximadamente el 14 %, lo que es muy bueno para la conformabilidad de la lámina. Pero, el límite elástico es de sólo de aproximadamente 750 MPa.
[0041] Con un acero que contiene de 0,15 % a 0,25 % de C, de 6,5 % a 7,5 % de Mn, de 1,4 % a 1,8 % de Si, menos de 0,03 < Al < 2,5 % siendo el resto Fe e impurezas, es posible obtener un límite elástico superior a 1000 MPa y una resistencia a la tracción superior a 1100 MPa con una estructura que consiste en martensita y austenita retenida. Debido al alto contenido de Mn, los puntos de transformación A c y Ms de este acero se reducen significativamente: Ac1 menos de 450 °C y Ms menos de 250 °C. Además, el Ac3 se reduce si el contenido de Al es inferior al 0,5 %. En este caso, Ac3 podría ser inferior a 700 °C. Esto es útil ya que los tratamientos térmicos son más fáciles de realizar, es decir, es posible un recocido más rápido y tratamientos de recocido que consumen menos energía.
[0042] Las láminas de acero que tienen las composiciones que se presentan en la tabla I se produjeron por laminación en caliente, teniendo las láminas laminadas en caliente un espesor de 2,4 mm. Las láminas laminadas en caliente se recocieron por lotes a 600 °C durante 5 horas, a continuación, se decaparon y laminaron en frío para obtener láminas que tenían un espesor de 1,2 mm. A continuación, estas láminas fueron tratadas térmicamente.
[0043] Antes del tratamiento térmico, se determinó una temperatura de enfriamiento óptima QTop para cada composición. Esta temperatura de enfriamiento óptima es la temperatura a la que teóricamente debe detenerse el enfriamiento para obtener el contenido máximo de austenita en la estructura después del tratamiento térmico. Pero, no es necesariamente la temperatura QT la que es preferible elegir para el tratamiento térmico real.
[0044] Cada tratamiento térmico incluía un recocido a una temperatura de recocido AT, un enfriamiento hasta una temperatura de enfriamiento QT, un sobreenvejecimiento a una temperatura de sobreenvejecimiento PT durante un tiempo de sobreenvejecimiento Pt. Se midieron las estructuras y las propiedades mecánicas YS, TS, UE y TE.
[0045] El índice de carbono-manganeso CMnlndex, los valores de los puntos de transformación Ae-i, Ae3 y Ms de los aceros y la temperatura óptima de enfriamiento QTop se presentan en la tabla I. Los puntos de transformación Ae1 y Ae3 son los valores en equilibrio y no dependen de la velocidad de calentamiento ni del tiempo de retención a la temperatura de transformación contraria a Ac1 y Ac3 que son los puntos de transformación de calentamiento. Los valores de los puntos de transformación de calentamiento son siempre más altos que los valores de equilibrio y dependen de las condiciones reales del tratamiento. Los expertos en la materia saben cómo determinar los valores de los puntos de transformación que deben considerarse en cada caso específico. Las condiciones, las estructuras y las propiedades mecánicas resultantes de los tratamientos de aceros según la invención o proporcionadas como comparación se presentan en la tabla II y la tabla III. En la tabla IV se presentan los contraejemplos correspondientes a aceros fuera del alcance de la invención.
Tabla I
Figure imgf000006_0002
[0046] En esta tabla, los moldes H166 y H167 son ejemplos que tienen una composición de la invención. Los moldes H240, H169 y H170 están fuera del alcance de la invención y se proporcionan como comparación.
Tabla II
Figure imgf000006_0001
continuación
Figure imgf000007_0001
Tabla III
Figure imgf000007_0002
Tabla IV
Figure imgf000007_0003
Tabla IV
Figure imgf000008_0001
[0047] Los ejemplos 1 a 19 se refieren a un acero que contiene 0,2 % de C, 5 % de Mn, 1,6 % de Si y 0,03 % de Al. El ejemplo 1 corresponde a un tratamiento de enfriamiento y templado según la técnica anterior, siendo el enfriamiento por debajo de la temperatura ambiente y siendo la estructura aproximadamente completamente martensítica. Para el ejemplo 19, el recocido es intercrítico. Todos los ejemplos 2 a 19 muestran que es posible obtener un límite elástico superior a 700 MPa y una resistencia a la tracción superior a 1100 MPa. Los ejemplos 2, 3, 4, 12,13,14 y 16 muestran que con una temperatura de enfriamiento igual o inferior a 160 °C y superior o igual a 120 °C y una partición (o sobreenvejecimiento) a 400 °C durante 500 s, es posible obtener un límite elástico de más de 1050 MPa y una resistencia a la tracción de más de 1350 MPa. Pero, cuando la temperatura de enfriamiento es superior a 160 °C (ejemplos 5, 6, 7 y 15), incluso si la resistencia a la tracción es de al menos 1342 MPa, el límite elástico permanece inferior a 1000 MPa. Los ejemplos 2, 3, 4, 8, 9, 12, 14 y 19 muestran que es posible obtener un alargamiento uniforme UE de más del 10 % y un alargamiento total TE de más del 12 %. Los ejemplos 1, 6 y 7 para los que el alargamiento total es igual al alargamiento uniforme son muy frágiles y muestran que deben permanecer por debajo de 180 °C. El ejemplo 1 muestra que el límite elástico y la resistencia a la tracción que se obtienen con un enfriamiento total son más altos que con un enfriamiento parcial, pero las muestras son muy frágiles.
[0048] Los ejemplos 20 a 25 de acero que tienen un alto contenido de aluminio y que por lo tanto son más fácilmente soldables pueden tener muy buenas propiedades, por ejemplo, un límite elástico de al menos 950 MPa, una resistencia a la tracción de al menos 1315 MPa, un alargamiento uniforme superior al 12 % y un alargamiento total superior al 15 % (ejemplos 20 y 21). Pero una comparación con los ejemplos 23 a 25 muestra que es preferible que la temperatura de recocido permanezca por debajo de 1000 °C para no deteriorar el límite elástico del alargamiento uniforme.
[0049] Los contraejemplos 27 a 32 muestran que con un acero que contiene 7,5 % de manganeso y que tiene un equivalente de carbono Ceq > 0,6 es posible obtener un alto límite elástico y una alta resistencia a la tracción (YS > 700 MPa y Ts > 100 MPa), pero todos los ejemplos son muy frágiles. Los alargamientos totales son siempre iguales a los alargamientos uniformes y son muy bajos.
[0050] Los contraejemplos 33 a 38 muestran que con el acero H167 que tiene un equivalente de carbono Ceq de 0,73 es muy frágil.
[0051] Los contraejemplos 39 a 44 relacionados con un acero que no contiene silicio muestran que incluso si el límite elástico y la resistencia a la tracción son similares a los de los aceros según la invención, los alargamientos nunca son tan altos. El alargamiento uniforme máximo es 6,7 y el alargamiento total máximo es 9,4 (ejemplo 41).

Claims (14)

REIVINDICACIONES
1. Un procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa, un límite elástico de más de 700 MPa, un alargamiento uniforme UE de al menos 8,0 % y un alargamiento total de al menos 10,0 %, hecha de un acero que contiene en porcentaje en peso:
0,15 % <C <0,25%
4,5 % < Mn < 5,5 %
1,4 % < Si < 1,8 %
0,03 % < Al < 2,5 %
siendo el resto Fe e impurezas resultantes de la fundición, incluyendo las impurezas N, S, P y elementos residuales que incluyen Cr, Ni, Mo, Cu y B, siendo el contenido de N inferior al 0,01 %, el contenido de S inferior al 0,01 %, el contenido de P inferior al 0,02 %, el contenido de Cr inferior al 0,1 %, el contenido de Ni inferior al 0,1 %, el contenido de Mo inferior al 0,05 %, el contenido de Cu inferior al 0,2 % y el contenido de B inferior al 0,0010 %, siendo la composición tal que:
CMnlndex = Cx(1 Mn/3.5) < 0.6
siendo C y Mn los contenidos en C y Mn en % en peso,
comprendiendo el procedimiento las etapas de:
- recocer una lámina laminada hecha de dicho acero sumergiéndola a una temperatura de recocido TA superior al punto de transformación A c del acero, pero inferior a 1000 °C e inferior al punto de transformación Ac3 del acero, - enfriar la lámina recocida a una temperatura de enfriamiento QT entre 110 °C y 170 °C, a una velocidad de enfriamiento suficiente para obtener una estructura inmediatamente después del enfriamiento que contenga martensita y austenita retenida,
- mantener la lámina de acero a una temperatura de sobreenvejecimiento PT entre 350 °C y 500 °C durante un tiempo de sobreenvejecimiento Pt entre 5 s y 600 s,
- enfriar la lámina hasta la temperatura ambiente,
conteniendo la estructura del acero al menos el 15 % de ferrita, al menos el 50 % de martensita y al menos el 15 % de austenita retenida.
2. El procedimiento según la reivindicación 1, caracterizado porque la composición química del acero es tal que: 0,03 % < Al < 0,5 %.
3. El procedimiento según la reivindicación 2, caracterizado porque la composición química del acero es tal que: Si Al > 1,4 %.
4. El procedimiento según la reivindicación 1, caracterizado porque la composición química del acero es tal que: 1,4 % < Al < 2,5 %.
5. El procedimiento según la reivindicación 1, caracterizado porque la temperatura de sobreenvejecimiento PT está entre 440 °C y 470 °C y la lámina se mantiene a la temperatura de sobreenvejecimiento durante un tiempo Pt entre 5 s y 60 s.
6. El procedimiento según la reivindicación 5, caracterizado porque al menos una parte del mantenimiento a la temperatura de sobreenvejecimiento se realiza haciendo pasar la lámina en un baño de recubrimiento por inmersión en caliente.
7. El procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque, después de pasar en un baño de recubrimiento por inmersión en caliente y antes de enfriarse a la temperatura ambiente, la lámina se mantiene adicionalmente a una temperatura entre 480 °C y 570 °C.
8. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizado porque el recocido, el enfriamiento y el sobreenvejecimiento se realizan en una línea de tratamiento térmico continuo, tal como una línea de recocido continuo que comprende opcionalmente una sección de recubrimiento en caliente.
9. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque la lámina laminada se prepara por laminación y porque la preparación de la lámina por laminación comprende laminación en caliente y opcionalmente laminación en frío.
10. Una lámina de acero de alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de más de 1100 MPa, un límite elástico de más de 700 MPa, un alargamiento uniforme UE de al menos 8,0 % y un alargamiento total de al menos 10,0 %, caracterizada porque la composición química del acero contiene, en porcentaje en peso:
0,15 % <C <0,25%
4,5 % < Mn < 5,5 %
1,4 < Si < 1,8 %
0,03 % < Al < 2,5 %
siendo el resto Fe e impurezas resultantes de la fundición, incluyendo las impurezas N, S, P y elementos residuales que incluyen Cr, Ni, Mo, Cu y B, siendo el contenido de N inferior al 0,01 %, el contenido de S inferior al 0,01 %, el contenido de P inferior al 0,02 %, el contenido de Cr inferior al 0,1 %, el contenido de Ni inferior al 0,1 %, el contenido de Mo inferior al 0,05 %, el contenido de Cu inferior al 0,2 % y el contenido de B inferior al 0,0010 %, siendo la composición tal que:
CMnlndex = Cx{1 Mn/3.5) < 0.6,
siendo C y Mn los contenidos en C y Mn en % en peso,
y porque la estructura del acero comprende al menos el 15 % de ferrita, al menos el 50 % de martensita y al menos el 15 % de austenita retenida.
11. La lámina de acero de alta resistencia según la reivindicación 10, caracterizada porque la composición química del acero es tal que: 0,03 % < Al < 0,5 %.
12. La lámina de acero de alta resistencia según la reivindicación 11, caracterizada porque la composición química del acero es tal que: Si Al > 1,4 %.
13. La lámina de acero de alta resistencia según la reivindicación 10, caracterizada porque la composición química del acero es tal que: 1,4 % < Al < 2,5 %.
14. La lámina de acero de alta resistencia según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 13, caracterizada porque al menos una de sus caras comprende un recubrimiento metálico.
ES15750459T 2014-07-03 2015-07-03 Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento Active ES2811838T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2014/002285 WO2016001703A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
PCT/IB2015/055033 WO2016001889A2 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for manufacturing a high-strength steel sheet and sheet obtained by the method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2811838T3 true ES2811838T3 (es) 2021-03-15

Family

ID=52000883

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES15750459T Active ES2811838T3 (es) 2014-07-03 2015-07-03 Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento

Country Status (15)

Country Link
US (2) US10844455B2 (es)
EP (2) EP3164513B1 (es)
JP (2) JP6636962B2 (es)
KR (2) KR102464730B1 (es)
CN (1) CN106661654B (es)
BR (1) BR112017000027B1 (es)
CA (1) CA2954135C (es)
ES (1) ES2811838T3 (es)
HU (1) HUE050194T2 (es)
MA (2) MA40191B1 (es)
MX (1) MX2017000189A (es)
PL (1) PL3164513T3 (es)
RU (1) RU2683785C2 (es)
UA (1) UA118793C2 (es)
WO (2) WO2016001703A1 (es)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016104800A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlbauteils und ein warmumgeformtes Stahlbauteil
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
CN108929992B (zh) 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀中锰钢及其制造方法
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
US20190300995A1 (en) * 2018-03-30 2019-10-03 Ak Steel Properties, Inc. Low alloy third generation advanced high strength steel and process for making
CN112154222B (zh) * 2018-06-29 2022-04-01 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022242859A1 (en) 2021-05-20 2022-11-24 Nlmk Clabecq Method for manufacturing a high strength steel plate and high strength steel plate
CN113943896B (zh) * 2021-10-18 2022-10-18 宁波祥路中天新材料科技股份有限公司 一种抗拉强度≥1200MPa级的异型材用钢及生产方法
CN114178783A (zh) * 2021-11-11 2022-03-15 常熟晶晟汽车零部件有限公司 一种高压油泵的冷镦工艺方法

Family Cites Families (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6217125A (ja) * 1985-07-15 1987-01-26 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼材の製造方法
JP2588421B2 (ja) * 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法
JPH06128631A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
AU2003270334A1 (en) * 2002-09-04 2004-03-29 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
AR042494A1 (es) 2002-12-20 2005-06-22 Sumitomo Chemical Co Acero inoxidable martensitico de alta resistencia con excelentes propiedades de resistencia a la corrosion por dioxido de carbono y resistencia a la corrosion por fisuras por tensiones de sulfuro
CN101376945B (zh) 2007-08-28 2011-06-15 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
EP2123787A1 (fr) 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
KR101027250B1 (ko) 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101638749B (zh) 2009-08-12 2011-01-26 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5287770B2 (ja) 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5333298B2 (ja) * 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
KR101243002B1 (ko) * 2010-12-22 2013-03-12 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20120071583A (ko) 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강
KR101253885B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5440672B2 (ja) 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103890202B (zh) 2011-10-24 2015-09-30 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法
RU2474623C1 (ru) 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
RU2491357C1 (ru) 2012-05-10 2013-08-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
JP2014019928A (ja) * 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
JP5585623B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-10 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
KR20150029736A (ko) 2012-07-31 2015-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
US10844455B2 (en) 2020-11-24
WO2016001889A2 (en) 2016-01-07
EP3164513B1 (en) 2020-05-13
RU2683785C2 (ru) 2019-04-02
US20200399733A1 (en) 2020-12-24
JP2019214792A (ja) 2019-12-19
JP2017524824A (ja) 2017-08-31
RU2016151791A (ru) 2018-06-27
CN106661654A (zh) 2017-05-10
MX2017000189A (es) 2017-05-01
CN106661654B (zh) 2018-12-25
BR112017000027A2 (pt) 2017-10-31
PL3164513T3 (pl) 2020-11-02
US20170137909A1 (en) 2017-05-18
JP6894476B2 (ja) 2021-06-30
EP3164513A2 (en) 2017-05-10
EP3656879A2 (en) 2020-05-27
WO2016001889A3 (en) 2016-03-17
HUE050194T2 (hu) 2020-11-30
KR20220097546A (ko) 2022-07-07
KR102432167B1 (ko) 2022-08-11
KR20170026440A (ko) 2017-03-08
BR112017000027B1 (pt) 2021-05-11
RU2016151791A3 (es) 2018-12-10
WO2016001703A1 (en) 2016-01-07
CA2954135C (en) 2023-09-12
UA118793C2 (uk) 2019-03-11
JP6636962B2 (ja) 2020-01-29
MA40191B1 (fr) 2020-08-31
CA2954135A1 (en) 2016-01-07
EP3656879A3 (en) 2020-07-22
US11692235B2 (en) 2023-07-04
MA49660A (fr) 2020-05-27
KR102464730B1 (ko) 2022-11-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2811838T3 (es) Procedimiento de fabricación de una lámina de acero de alta resistencia y de una lámina obtenida por el procedimiento
KR102459257B1 (ko) 고강도 강 시트를 제조하기 위한 방법 및 얻어진 시트
US20200347477A1 (en) Method for Producing a High Strength Coated Steel Sheet having Improved Strength, Ductility and Formability
ES2710293T3 (es) Procedimiento para producir una lámina de acero que tiene una resistencia, ductilidad y formabilidad mejoradas
ES2701837T3 (es) Procedimiento para producir una lámina de acero recubierta de alta resistencia con resistencia y ductilidad mejorada y la lámina así obtenida
KR101848876B1 (ko) 복합조직강, 복합조직강으로 제조된 냉연 평판 제품 및 제조 방법
JP5807368B2 (ja) 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
ES2856021T3 (es) Procedimiento de producción de una lámina de acero recubierta de alta resistencia que tiene una resistencia y conformabilidad mejoradas
JP6121197B2 (ja) 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法