ES2818195T5 - Tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia - Google Patents

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Description

DESCRIPCIÓN
Tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
La invención se refiere a una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene un buen acabado superficial y una mayor resistencia mecánica, en particular una alta resistencia general, ductilidad y plasticidad. También se refiere a un proceso para la fabricación de una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia y sus productos.
Durante la última década, existe en la industria del automóvil una necesidad continua de reducir el peso del vehículo y aumentar la seguridad del pasajero y el ahorro de combustible. La respuesta de la industria del acero a los nuevos desafíos fue un rápido desarrollo de aceros de mayor resistencia. Por tanto, se han propuesto aceros de alta resistencia. Estos aceros se caracterizan por propiedades mecánicas mejoradas en comparación con los grados de acero convencionales y se conocen con los siguientes nombres genéricos: aceros en fase dual (DP), plasticidad inducida por transformación (TRIP), fase dual asistida por TRIP (TADP) y fase compleja (CP). El acero en fase dual asistido por TRIP es un acero en fase dual con ductilidad adicional debido a la presencia de austenita retenida. El nombre correcto sería acero multifásico asistido por TRIP ya que hay más fases, incluida la austenita retenida, pero por conveniencia se menciona la fase dual asistida por TRIP en este documento.
El acero en fase compleja es un acero con diferentes fases, que normalmente contiene más bainita que el acero de doble fase, lo que da como resultado un Rp más alto, menos ductilidad pero una capacidad de rebordeado mejorada. Los aceros asistidos por TRIP se conocen, por ejemplo, de Animesh Talapatra, Jayati Datta, NRBandhyopadhyay, Chemical and Materials Engineering 1 (1): 18-27, 2013. Los aceros en fase compleja se conocen, por ejemplo, de Fundamentals of Steel Product Physical Metalurgy, 2007, Autores: B.C. De Cooman y J.G. Speer, publicado por: AIST International®, Asociación para la tecnología del hierro y el acero, Capítulo 7 Acero con bajo contenido de carbono, Subcapítulo 7.4.4 High Strength bainitic, ferrite-bainite and complex phase steels, página 410, y VDA 239-100 Sheet Steel for Cold Forming, VDA-material sheet, publicada en varios años.
El comportamiento mecánico de los aceros asistidos por TRIP está asociado a parámetros, tales como composición química, tamaño de grano, estado de esfuerzo, que suelen estar acoplados, haciendo de la microestructura y propiedades del acero una tarea muy desafiante. En comparación con los aceros TRIP, los aceros asistidos por TRIP tienen una aleación reducida que proporciona un equilibrio entre soldabilidad y ventana dimensional frente a conformabilidad. Aunque hay una gran cantidad de trabajo publicado sobre aceros asistidos por TRIP, todavía es bastante difícil definir una composición de acero que tenga una microestructura, que funcione bien durante las operaciones de conformado.
El alto contenido de aleación del acero asistido por TRIP limita la ventana dimensional y causa problemas durante la soldadura y, por lo tanto, reduce la ventana del proceso de soldadura.
Una aleación más delgada es muy importante para minimizar las limitaciones del proceso de soldadura y maximizar la ventana dimensional. Una aleación más delgada reduce los costes de fabricación y permite la producción de aceros más respetuosos con el medio ambiente, ya que se sospecha que algunos elementos de la aleación son cancerígenos. En el pasado se han propuesto composiciones de acero de aleación más delgadas, pero la resistencia de los aceros de aleación más delgada era insuficiente.
Cabe señalar que es muy importante en los aceros de aleación más delgada tener una buena homogeneidad a lo largo y ancho de la bobina y propiedades de deformación constante en diferentes direcciones de deformación, es decir, longitudinal, transversal y diagonal hacia la dirección de laminación.
También es muy importante tener aceros galvanizados que tengan una buena calidad de superficie de galvanizado.
Otras disposiciones propuestas anteriormente se divulgan en EP2765212A1.
Por tanto, existe la necesidad de proporcionar aleaciones en fase dual asistidas por TRIP que tengan un buen equilibrio de resistencia y ductilidad.
Existe además una necesidad de proporcionar tiras de acero que tengan una prueba de resistencia mejorada, resistencia máxima a la tracción, alargamiento uniforme total y coeficiente de endurecimiento por deformación (valor n).
Existe además una necesidad de proporcionar tiras de acero que tengan elementos de aleación de baja cantidad para reducir el coste del acero.
Existe además una necesidad de facilidad de fabricación y un recubrimiento de buena calidad de la tira de acero.
Por tanto, la tira de acero debe tener una alta resistencia, buena soldabilidad y presentar una buena calidad superficial. Estos requisitos son especialmente importantes para los tipos de acero de doble fase asistidos por TRIP producidos industrialmente, que deben formarse, por ejemplo, en partes de automóviles, que se soldarán por puntos o con láser en una carrocería en blanco. Alternativamente, dichas partes se pueden unir por adhesión al cuerpo en blanco o mediante cualquier otro método conocido.
Los aceros en fase compleja muestran límites de resistencia significativamente más altos con resistencias a la tracción iguales. Se caracterizan por una alta absorción de energía durante el impacto, alta capacidad de deformación residual, buena expansión del orificio, ductilidad de los bordes y flexibilidad. Esto es a expensas de la conformabilidad.
También es importante mantener una buena homogeneidad a lo largo y ancho de la bobina.
Por lo tanto, existe la necesidad de proporcionar una tira de acero en fase compleja con altos límites de fluencia con igual resistencia a la tracción, alta absorción de energía durante el impacto, alta capacidad de deformación residual, buena expansión del orificio y ductilidad y flexibilidad de los bordes.
La resistencia en las calidades de acero CP y TADP se puede obtener adicionalmente mediante endurecimiento por precipitación, pero esto limita la ventana dimensional y, a menudo, reduce la homogeneidad a lo largo del ancho y la longitud de la bobina. Preferiblemente, también tiene una anisotropía mínima de alargamiento en diferentes direcciones.
Por lo tanto, un objeto de la invención es encontrar una composición de tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que logre un equilibrio entre conformabilidad y procesabilidad de la tira.
Otro objeto de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tenga una buena capacidad de recubrimiento durante el galvanizado por inmersión en caliente.
Otro objeto más de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que combine una buena soldabilidad con una deformación mejorada en diferentes modos de deformación, especialmente bajo cargas de tracción.
Es un objeto de la presente invención proporcionar un acero asistido por TRIP, en donde la morfología de la fase dura proporciona la resistencia y el efecto TRIP, mientras que la morfología de la fase blanda se puede optimizar con respecto a la deformación de la forma en tres direcciones, a 0°, 45° y 90° grados, en comparación con la dirección de laminación.
Es otro objeto de la invención proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tenga una buena calidad superficial.
Otro objeto más de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tenga una cantidad baja de elementos de aleación y, en consecuencia, un precio de coste lo más bajo posible.
Otro objeto de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tiene una ventana dimensional más grande. La ventana dimensional más grande se refiere a un rango de ancho y grosor mayor.
Otro objeto de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, en donde las propiedades mecánicas en toda la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia muestran una variación lo más baja posible sobre el ancho y la longitud de la bobina.
Otro objeto de la invención es proporcionar una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, en donde la tira de acero es una tira de acero en fase dual asistida por TRIP o una tira de acero en fase compleja que tiene las propiedades mejoradas descritas anteriormente.
Uno o más de estos objetos se cumplen de acuerdo con la invención proporcionando una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 1.
La tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia consiste, en porcentaje en masa, de los elementos mencionados anteriormente.
En una realización preferida, la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia es una tira de acero de doble fase asistida por TRIP o una tira de acero en fase compleja.
La galvanización en caliente significa el proceso de recubrir una tira de acero con una capa de aleación de zinc que se lleva a cabo en un baño de aleación de zinc fundido. La tira de acero recubierta obtenida de acuerdo con dicho proceso es una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente.
Los inventores descubrieron que mediante una selección cuidadosa de las cantidades de los principales elementos constituyentes del acero, a saber, se puede producir una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que tenga las propiedades deseadas, en particular la conformabilidad, homogeneidad, baja anisotropía, procesabilidad, resistencia y alargamiento requeridos, y al mismo tiempo la soldabilidad, capacidad de recubrimiento y calidad superficial deseadas.
Los inventores han descubierto especialmente que es ventajoso añadir boro y vanadio a la composición de acero.
La presente invención proporciona una composición de acero que tiene una buena conformabilidad en combinación con una buena soldabilidad. Esto se debe a que la composición utiliza boro, que mejora el rendimiento de soldabilidad mediante la segregación de los límites de grano.
Mediante la adición de boro, el producto de acero intermedio laminado en caliente se puede enfriar lo suficientemente rápido para obtener una temperatura de bobinado Ct que proporcione una microestructura adecuada para su procesamiento posterior. Además, los inventores encontraron que debido a la adición de boro, las propiedades de los productos finales tienen un alto grado de homogeneidad y se puede producir una tira de acero de alta resistencia. Existe una demanda continua de la industria, en particular la industria automotriz, para producir tiras de acero de alta resistencia que tengan dimensiones más grandes, es decir, que tengan un rango de calibre expandido y/o un ancho expandido que los producidos actualmente, mientras que sus propiedades mecánicas en las tres dimensiones se mantienen o incluso mejoran.
Se sabe que el boro suprime la formación de ferrita durante el enfriamiento de austenita. Esto minimiza el enriquecimiento de carbono local en la tira. Por lo tanto, normalmente se evita el uso de boro si se fabrican aceros asistidos por TRIP. Sin embargo, los inventores descubrieron sorprendentemente que las composiciones de acero que contienen boro de acuerdo con la presente invención dan como resultado muy buenas calidades de acero asistidas por TRIP, recociendo continuamente la tira laminada en frío en la región intercrítica de modo que no se requiere la nucleación de ferrita.
Además, la adición de boro mejora la templabilidad del acero, lo que da como resultado la posibilidad de utilizar menos elementos de aleación. Esto da como resultado una ventana dimensional mejorada para la tira de acero, lo que permite un mayor grado de diseño en el rango expandido de ancho y grosor, mientras que las propiedades mecánicas del acero sobre el ancho de la tira permanecen dentro de los rangos deseados.
Además, el boro se segrega a los límites de los granos y reemplaza el fósforo en los límites de los granos, lo que mejora la soldabilidad o hace posible tener una mayor cantidad de fósforo en el acero, mientras se logra una buena soldabilidad.
Los inventores encontraron además que la adición de vanadio a la composición de acero es beneficiosa y que el vanadio es un elemento necesario para la fabricación de una tira de acero de alta resistencia de acuerdo con la invención. El vanadio da endurecimiento por precipitación, lo que da como resultado el refinamiento del grano y el fortalecimiento de la aleación. La formación de precipitado de vanadio se produce durante el recocido final y no durante el laminado en caliente y en frío. Esto da como resultado la ventana dimensional deseada.
Opcionalmente, impurezas tales como Nb, Cu, Ti pero también de otros elementos de aleación pueden contribuir al endurecimiento del precipitado formando precipitados adicionales o mixtos. Pequeños precipitados dan fuerza adicional. Pero, si el tamaño del precipitado es grande, el endurecimiento potencial de los precipitados de vanadio no se aprovecha por completo, más particularmente cuando se pretende fabricar una tira de acero recocido y laminado en frío de alta resistencia. En el último caso, los inventores han demostrado que es necesario limitar la precipitación de vanadio en el paso de laminado en caliente para poder utilizar más completamente el endurecimiento por precipitación fina que se produce durante un paso de recocido posterior. Los inventores han descubierto sorprendentemente que, de acuerdo con la invención, en el producto laminado en caliente no están presentes precipitados o están presentes una cantidad limitada. Esto se puede realizar añadiendo aluminio de modo que los precipitados que contienen nitruro, que tienen menor solubilidad, puedan evitarse en favor de precipitados más ricos en carburo que tienen mayor solubilidad. Además, limitando la precipitación de vanadio en el producto intermedio laminado en caliente, es posible obtener productos de alta resistencia con una ventana dimensional mejorada.
Con base en lo anterior, los inventores encontraron que la presente invención permite una ventana dimensional más grande para la laminación en caliente y la posterior laminación en frío. Durante el recocido continuo se forman precipitados que se suman al fortalecimiento de la precipitación. La resistencia adicional permite la formación adicional de austenita retenida en el producto final, lo que resulta en un aumento de la ductilidad y el endurecimiento mientras que la resistencia permanece por encima de los 650 MPa requeridos.
La razón de las cantidades de los principales elementos constituyentes es el siguiente.
C: 0.10-0.21% en masa. El carbono debe estar presente en una cantidad lo suficientemente alta para garantizar la templabilidad y la formación de martensita y bainita a las tasas de enfriamiento disponibles en una línea convencional de recocido/galvanizado. Se requiere martensita para suministrar la resistencia adecuada. El carbono libre también permite la estabilización de la austenita, lo que suministra un potencial de endurecimiento por trabajo mejorado y una buena conformabilidad para el nivel de resistencia resultante. Por estas razones se necesita un límite menor de 0.10% en masa por estas razones. Se ha descubierto que un nivel máximo de 0.21% en masa es esencial para garantizar una buena soldabilidad. Preferiblemente, la cantidad de carbono es 0.10 - 0.20% en masa, más preferiblemente 0.11 - 0.19% en masa y lo más preferiblemente 0.12 - 0.18% en masa. En este rango, la templabilidad del acero es óptima mientras que la soldabilidad del acero se mejora, también por la presencia de boro.
Mn: 1.45 - 2.20% en masa. Se agrega manganeso para aumentar la templabilidad, lo que facilita la formación en fases duras como martensita o bainita dentro de la capacidad de tasa de enfriamiento de una línea convencional de recocido/galvanizado continuo. El manganeso también contribuye al fortalecimiento de la solución sólida, lo que aumenta la resistencia a la tracción y fortalece la fase de ferrita, y también ayuda a estabilizar la austenita retenida. El manganeso reduce el rango de temperatura de transformación del acero de doble fase asistido por TRIP, lo que reduce la temperatura de recocido requerida a niveles que se pueden alcanzar fácilmente en una línea convencional de recocido/galvanizado continuo. Se necesita un límite menor de 1.45% en masa por las razones anteriores. Este límite menor es posible en vista de la adición de otros elementos, tal como el boro. Se impone un nivel máximo de 2.20% en masa para garantizar unas fuerzas de laminación aceptables en el fresado en caliente y para garantizar unas fuerzas de laminación aceptables en el fresado en frío asegurando una transformación suficiente del producto de laminado en caliente intermedio en productos de transformación blandos (ferrita y perlita). Este nivel máximo se da en vista de la mayor segregación durante la fundición y la conformación de una banda de martensita en la tira a valores más altos. Preferiblemente, la cantidad de manganeso es 1.45 - 2.10% en masa, y más preferiblemente 1.50 - 2.10% en masa.
Si: 0.30-0.8 % en masa. El silicio proporciona un fortalecimiento de la solución sólida, lo que permite lograr una alta resistencia y la estabilización de la austenita mediante el fortalecimiento de la matriz de ferrita. El silicio retarda muy eficazmente la formación de carburos durante el excedente, manteniendo así el carbono en solución para la estabilización de la austenita. Se impone un nivel máximo en vista de la capacidad de recubrimiento de la tira de acero, ya que altos niveles de silicio conducen a una calidad de recubrimiento inaceptable debido a una adherencia reducida. La cantidad de silicio es de 0.30-0.80 % en masa, y preferiblemente de 0.30 a 0.70% en masa.
Al: 0.2 - 0.9 % en masa. El aluminio se agrega al acero líquido con el propósito de desoxidarlo. En la cantidad correcta, también proporciona una aceleración de la transformación de bainita, lo que permite la formación de bainita dentro de las limitaciones de tiempo impuestas por la sección de recocido de una línea convencional de recocido/galvanizado continuo. El aluminio también retarda la formación de carburos, manteniendo así el carbono en solución, provocando la partición de la austenita durante el excedente y promoviendo la estabilización de la austenita. Además, el Al es capaz de formar precipitados con nitrógeno a alta temperatura, lo que permite que el vanadio forme preferiblemente carburos de vanadio que tienen una mayor solubilidad. Esto permite elegir un rango más amplio de temperaturas de bobinado sin formación de precipitado de vanadio en el producto intermedio laminado en caliente. Los precipitados/inclusiones de AlN también regulan la distribución del tamaño de los granos de austenita durante el recalentamiento de la losa o después de la fundición continua de la losa. Se impone un nivel máximo para la capacidad de fundición, ya que los altos contenidos de aluminio conducen al envenenamiento de la escoria del molde de fundición y, en consecuencia, a un aumento de la viscosidad de la escoria del molde, lo que conduce a una transferencia de calor y lubricación incorrectas durante la fundición. La cantidad de aluminio es de 0.2 a 0.9% en masa, preferiblemente de 0.2 a 0.80% en masa. Un nivel menor de aluminio tiene el mismo efecto que una cantidad más alta de silicio, pero apenas aumenta la resistencia del acero y asegura una buena capacidad de recubrimiento. Un límite superior menor de aluminio mejora la capacidad de fundición del acero.
P: 0.001 - 0.04% en masa. El fósforo es un elemento que se sabe que se segrega en los límites de los granos, pero ayuda a estabilizar la austenita retenida. Su contenido debe limitarse al 0.04% en masa, para mantener la suficiente ductilidad en caliente y evitar fallas por desprendimiento durante los ensayos de tensión-cizallamiento realizados en ensamblajes soldados por puntos. Preferiblemente, la cantidad de fósforo es 0.002 - 0.030% en masa, más preferiblemente 0.004 - 0.020% en masa.
V: 0.005 - 0.30% en masa y N: máx. 0.015% en masa. El vanadio y el nitrógeno están presentes en las cantidades definidas de acuerdo con la invención. Cuando el contenido de vanadio es inferior al 0.005% en peso, el reforzamiento por precipitación de vanadio es insuficiente. Cuando el contenido de vanadio es superior al 0.30% en masa o cuando el contenido de nitrógeno es superior al 0.015% en masa, la precipitación se produce en una etapa temprana durante o después del laminado en caliente en forma de precipitados finos, lo que reduce la ventana dimensional o se vuelve más gruesa durante recocido continuo que reduce el fortalecimiento del precipitado. La cantidad de vanadio es 0.005 - 0.30% en masa, preferiblemente 0.01 - 0.20% en masa, más preferiblemente 0.03 - 0.20% en masa, lo más preferiblemente 0.04 - 0.15% en masa. El contenido de nitrógeno está limitado a máximo. 0.015% en masa como es típico para plantas de fundición continua. La cantidad de nitrógeno es preferiblemente 0.001 - 0.01% en masa, más preferiblemente 0.001 - 0.008% en masa, lo más preferiblemente 0.001 - 0.005% en masa.
B: 0.0005 - 0.005% en masa. La adición de boro mejora la templabilidad del acero, lo que da como resultado la posibilidad de utilizar menos de los otros elementos de aleación. La cantidad de boro es 0.0005 - 0.005% en masa, preferiblemente 0.001-0.005% en masa, más preferiblemente 0.001-0.004% en masa.
S: máximo. 0.05% en masa. Preferiblemente, se evita el azufre, pero está presente inevitablemente en el proceso de fabricación de acero. Cuanto menor sea la cantidad, mejor será la formabilidad. El azufre en una cantidad superior al 0.05% en masa, se precipita excesivamente en forma de manganeso y/o sulfuros de calcio que reducen en gran medida la conformabilidad. Preferiblemente, la cantidad de azufre es 0.0001 - 0.003% en masa, más preferiblemente 0.0002 - 0.002% en masa.
Opcionalmente, se pueden añadir uno o más elementos seleccionados entre Ti, Cr, Cu, Ca a la composición de acero o Ti, Cr, Mo, Nb, Ni, Cu, Ca pueden estar presentes como impurezas.
Ca: máximo. 0.004% en masa. Opcionalmente, se puede añadir calcio. La adición de calcio modifica la morfología de las inclusiones de sulfuro de manganeso. Cuando se agrega calcio, las inclusiones adquieren una forma globular en lugar de alargada. Las inclusiones alargadas que contienen azufre, también llamadas largueros, pueden actuar como planos de debilidad a lo largo de los cuales pueden ocurrir desgarros lamelares y fracturas por delaminación. Es posible no agregar calcio, cuando el contenido de azufre es muy bajo. Preferiblemente, la cantidad de Ca es preferiblemente 0 - 0.003% en masa, más preferiblemente 0 - 0.002% en masa.
Ti: máximo 0.01%. Opcionalmente, se puede agregar titanio para fortalecer el acero y unir nitrógeno. Se impone un nivel máximo para limitar el coste del acero. Es posible no agregar Ti. Preferiblemente, la cantidad de Ti es 0.01 -0.01% en masa, y lo más preferiblemente entre 0.001 - 0.005% en masa.
Cr: máximo. 0.30% en masa. Opcionalmente, se pueden agregar elementos tales como cromo, que retardan la transformación bainítica y promueven el endurecimiento de la solución sólida, en cantidades que no excedan el 0.30 % en masa, respectivamente. El cromo promueve la formación de ferrita y se agrega para aumentar la templabilidad. Se impone un nivel máximo para garantizar que no se forme demasiada martensita a costa de la austenita retenida. Es posible no agregar cromo. Preferiblemente, la cantidad de Cr es 0.001 - 0.30% en masa.
El Ni puede estar presente como impureza.
Cu: máximo. 0.20% en masa. Opcionalmente, se puede añadir cobre en una cantidad de 0.005 - 0.10% en masa, preferiblemente 0.005 - 0.050% en masa, más preferiblemente 0.005 - 0.020% en masa. El Cu mejora la estabilidad de la austenita retenida y puede fortalecer la precipitación. Es posible no agregar Cu. El Cu puede estar presente como impureza.
Además de las razones dadas anteriormente, los rangos de carbono, manganeso, silicio, aluminio, boro, vanadio y nitrógeno se eligen de tal manera que se encuentre un equilibrio correcto para suministrar una transformación que sea lo más homogénea posible, y durante el enfriamiento del bobinado para asegurar una tira de acero que pueda ser laminada en frío. Se obtiene una estructura de partida que permite la rápida disolución del carbono en la línea de recocido para promover la templabilidad y el comportamiento correcto de transformación ferrítico/bainítico de acuerdo con la invención. Además, debido a que el aluminio acelera y el boro desacelera la transformación bainítica, el equilibrio correcto entre aluminio y boro debe estar presente para producir la cantidad correcta de bainita dentro de los plazos permitidos por una línea convencional de galvanizado por inmersión en caliente con una sección de excedente restringida.
Aparte de los contenidos absolutos de los elementos indicados anteriormente, también son importantes las cantidades relativas de ciertos elementos.
De acuerdo con la invención, las cantidades de Al y Si se eligen de manera que la cantidad Al Si sea 0.70 - 1.60% en masa.
El aluminio y el silicio juntos deben mantenerse entre 0.70 y 1.60% en masa para asegurar la supresión de carburos en el producto final y la estabilización de una cantidad suficiente de austenita, con la composición correcta, para proporcionar una extensión deseable de conformabilidad. La cantidad de Al Si es preferiblemente 0.70 - 1.50% en masa, más preferiblemente 0.80 - 1.40% en masa, lo más preferiblemente 0.80 - 1.20% en masa.
Preferiblemente, la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente tiene una resistencia máxima a la tracción Rm por encima de 650 MPa, preferiblemente de 650 a 1160 MPa, más preferiblemente de 700 a 1150 MPa, lo más preferiblemente de 730 a 1130 MPa y/o una resistencia de prueba del 0.2% Rp de 300 - 700 MPa después del fresado de templado, preferiblemente la diferencia entre el medio y los bordes de la tira de acero es menos de 60 MPa para Rp y/o Rm, más preferiblemente la diferencia es menos de 40 MPa, lo más preferiblemente menos de 30 MPa. Estos niveles de resistencia se pueden lograr con la composición y el procesamiento de acuerdo con la presente invención.
Aparte de un alto grado de resistencia sobre el ancho y la longitud de la bobina, es importante tener una anisotropía baja. Una anisotropía baja significa que la variación en las características de deformación, por ejemplo, la resistencia a la tracción en las direcciones longitudinal, diagonal y transversal a la dirección de laminado está por debajo de 40 MPa, preferiblemente por debajo de 20 MPa, lo más preferiblemente por debajo de 10 MPa. Por tanto, es parte de la invención diseñar una microestructura y textura que asegure una baja anisotropía.
Un objeto de la invención es una tira de acero de la composición anterior, cuya microestructura consiste en ferrita, bainita, austenita residual y, opcionalmente, martensita y/o cementita reforzada con precipitados. A continuación, la expresión austenita retenida también se utiliza en lugar de austenita residual. En el sentido de la presente invención, las expresiones austenita residual y austenita retenida tienen el mismo significado.
De acuerdo con la invención, se proporciona un método para producir una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que comprende los pasos de:
a) el acero fundido se lamina en caliente hasta un grosor de 2.0 - 4.0 mm y se embobina a una temperatura de bobinado Ct entre Bs+50°C y Ms, en donde la tira de acero laminada en caliente embobinada tiene una microestructura que consta de 40 - 80% en volumen de ferrita, 20 - 50% en volumen de perlita y/o bainita, y menos del 10% en volumen de cementita/precipitados/inclusiones, la suma debe sumar 100%.
b) la tira se decapa
c) la tira se lamina luego en frío con una reducción del 40% o más,
d) la tira está recocida intercríticamente,
e) la tira es recocida posteriormente en la sección de excedente, opcionalmente se somete a extinción y partición o extinción y templado en la sección de excedente.
f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado.
El galvanizado por inmersión en caliente se puede realizar mediante un proceso continuo. Opcionalmente, la tira de acero se puede recocer en galvanizado.
De acuerdo con un método preferido para producir acero de doble fase asistido por TRIP, en donde el material laminado en frío se recoce intercríticamente de acuerdo con el paso d) anterior, en donde se usa una tasa de calentamiento de como máximo 40°C/s, y/o se utiliza un período de remojo intermedio de 1-100 segundos antes de alcanzar la temperatura Ac1, lo que da como resultado una tira que tiene más del 90% de ferrita recristalizada de la fracción de ferrita presente en el acero de doble fase asistida por TRIP y da como resultado un valor n4-6 de 0.18 o superior.
De acuerdo con una realización preferida, la tira de acero se ha recubierto en un proceso de galvanizado por inmersión en caliente con una capa de recubrimiento de aleación de zinc en donde el recubrimiento se realiza en un baño de aleación de zinc fundido, en donde la aleación de zinc consta de 0.3 - 2.3% en peso, preferiblemente 1.6 - 2.3% en peso de magnesio, 0.6 - 2.3% en peso, preferiblemente 1.6 -2.3% en peso de aluminio, menos de 0.0010% en peso de silicio, opcionalmente menos de 0.2% en peso de uno o más elementos adicionales, impurezas inevitables, siendo el resto zinc.
La tira laminada en caliente de alta resistencia se decapa de acuerdo con métodos conocidos para dar un acabado superficial adecuado para el laminado en frío. El laminado en frío se lleva a cabo en condiciones estándar, por ejemplo reduciendo el grosor de la tira laminada en caliente de 2.0 - 4.0 mm a 0.7 - 2.0 mm.
De acuerdo con una realización preferida, la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia es una tira de acero en fase compleja.
De acuerdo con una realización preferida, la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente es una tira de acero de doble fase asistida por TRIP.
De acuerdo con la invención, se proporciona un método para producir una tira de acero laminada en caliente, en donde el acero fundido se lamina en caliente hasta un grosor de 2.0 - 4.0 mm y se embobina a una temperatura de bobinado Ct entre Bs+50°C. y Ms, preferiblemente entre Bs y Ms y lo más preferiblemente bobinado entre Bs-20°C y Ms 60°C.
Un Ct muy alto puede conducir a la oxidación del subsuelo, lo que reduce la calidad del recubrimiento final galvanizado y reduce la homogeneidad.
Un Ct dentro del rango definido requiere menos elementos de aleación para lograr una resistencia suficiente en el producto final laminado en frío y recocido continuamente.
Un Ct muy bajo reduce la ventana dimensional, porque el material se vuelve demasiado duro y esto reduce la homogeneidad. Además, a un Ct muy bajo, se forma martensita y esto no da una forma de tira viable.
Por tanto, los inventores encontraron un rango de Ct óptimo que asegura una buena homogeneidad y una buena forma de tira del producto intermedio laminado en caliente.
Debido al bobinado a Ct entre Bs+50°C y Ms, preferiblemente entre Bs y Ms, y más preferiblemente bobinado entre Bs-20°C y Ms+60°C, se logra una microestructura bien definida, que puede ser laminado en frío con la reducción correcta, recocido a las temperaturas adecuadas y posteriormente galvanizado, para obtener una tira de acero galvanizado con la resistencia y propiedades deseadas de acuerdo con la invención.
La tira laminada en caliente tiene una microestructura que consta de 40 - 80% en volumen de ferrita, preferiblemente 50 - 70% en volumen de ferrita, 20 - 50% en volumen de perlita y/o bainita, preferiblemente 30 - 50% en volumen de perlita y/o bainita y menos del 10% en volumen de cementita y precipitados/inclusiones. La suma debe sumar 100%.
Con tal microestructura, la tira laminada en caliente tiene propiedades adecuadas para un procesamiento posterior, especialmente para el paso de recocido, después del laminado en frío. La textura de la microestructura es tal que asegura una baja anisotropía.
Un objeto de la invención es proporcionar un método para fabricar una tira de acero de doble fase asistida por TRIP laminada en frío de alta resistencia, en donde la tira de acero laminada en caliente se lamina en frío con una reducción del 40% o más, preferiblemente entre 45 y 75%, recocido continuamente a una temperatura entre Ac1 y Ac3, preferiblemente entre Ac1+50°C y Ac3-30°C, que excede una temperatura por debajo de la temperatura de Bs, preferiblemente excede por debajo de Bs-50°C para formar bainita y/o martensita templada mientras que la austenita retenida se enriquece parcialmente en carbono. Opcionalmente, la tira se somete a extinción y partición o extinción y templado en la sección de excedente.
A continuación, la tira se recubre, preferiblemente recubierta con zinc, de acuerdo con métodos de galvanización conocidos, que incluyen galvanizado por inmersión en caliente, pulverización térmica y electrodeposición. La galvanización en caliente se puede realizar mediante un proceso por lotes o un proceso continuo. Opcionalmente, la tira de acero se puede recocer en galvanizado. A continuación, la tira se lamina por templado con un alargamiento de menos del 0.7%, preferiblemente menos del 0.5%. Preferiblemente, la tira es galvanizada por inmersión en caliente.
Otro objeto de la invención es proporcionar un método para fabricar una tira de acero de doble fase asistida por TRIP laminada en frío de alta resistencia, que comprende los pasos de:
a) se suministra una tira de acero laminada en caliente fabricada de acuerdo con la invención, en donde la tira laminada en caliente embobinada tiene una microestructura que consta de 40-80% en volumen de ferrita, preferiblemente 50-70% en volumen de ferrita, 20-50% en volumen de perlita y/o bainita, preferiblemente 30 - 50% en volumen de perlita y/o bainita, y menos del 10% en volumen de cementita/precipitados/inclusiones, la suma debe sumar 100%. La textura de la microestructura es tal que asegura una baja anisotropía del producto final.
b) la tira se decapa,
c) la tira se lamina en frío con una reducción superior al 40%, preferiblemente entre un 45 y 75% de reducción, y d) la tira se somete a un tratamiento térmico de recocido entre las temperaturas de transformación Ac1 y Ac3, preferiblemente entre Ac1+50°C y Ac3-30°C, seguido de una o más fases de enfriamiento a una tasa de enfriamiento Vcs cuando la temperatura es inferior a Ac3, seguido de por una fase de excedente a una temperatura de excedente toa por un tiempo excedente toa, siendo elegido de tal forma que la microestructura de dicho acero esté constituida por ferrita, bainita, austenita residual y, opcionalmente martensita y/o cementita e inclusiones/precipitados,
e) opcionalmente, la tira se somete a una extinción y una partición o una extinción y un templado en la sección de excedente.
f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado con un alargamiento de menos del 0.7%, preferiblemente menos del 0.5%.
Opcionalmente, la tira en el paso f) se puede recocer en galvanizado.
La tira laminada en caliente de alta resistencia se decapa de acuerdo con métodos conocidos para dar un acabado superficial adecuado para el laminado en frío. El laminado en frío se lleva a cabo en condiciones estándar, por ejemplo reduciendo el grosor de la tira laminada en caliente de 2.0 - 4.0 mm a 0.7 - 2.0 mm.
De acuerdo con una realización preferida, el método descrito anteriormente para producir acero de doble fase asistido por TRIP se realiza de manera que el material laminado en frío se recoce intercríticamente, en donde se usa una tasa de calentamiento de como máximo 40°C/s, preferiblemente una se usa una tasa de calentamiento de como máximo 20°C/s, y/o se usa un remojo intermedio de 1-100 segundos, preferiblemente de 1-60 segundos, antes de alcanzar la temperatura Ac1, preferiblemente en el rango de temperatura de 350°C - temperatura Ac1, lo que da como resultado una tira que tiene más del 90% de ferrita recristalizada de la fracción de ferrita presente en el acero de doble fase asistida por TRIP y da como resultado un valor n4-6de 0.18 o superior. Un remojo intermedio aquí también significa un calentamiento lento o un enfriamiento lento, o ambos en el tiempo mencionado.
De acuerdo con otra realización preferida, el tratamiento térmico de recocido se elige de tal manera que la microestructura de la tira de acero de doble fase asistida por TRIP laminada en frío consta de 20 - 50% en volumen de ferrita, preferiblemente 25 - 45% en volumen de ferrita, 15 - 25% en volumen de austenita y martensita retenidas y un contenido de austenita residual de 5 -15% en volumen, preferiblemente 5 -13% en volumen de austenita retenida, siendo el resto martensita templada, bainita, cementita e inclusiones/precipitados. La suma total debe sumar 100%. La microestructura es tal que conduce a una baja anisotropía, en particular hay una baja variación en las propiedades de tracción en la dirección longitudinal transversal y diagonal. El tamaño medio de las islas/agujas de austenita residuales no excede 20 micras, y preferiblemente no excede 10 micras y lo más preferiblemente no excede 5 micras.
La microestructura se endurece mediante precipitados (carbonitruro de vanadio) que tienen un tamaño de menos de 50 nm, preferiblemente menos de 30 nm, lo más preferiblemente menos de 20 nm.
Otro objeto de la invención es proporcionar un método para la fabricación de una tira de acero de doble fase asistida por TRIP laminada en frío de acuerdo con la invención, en donde la tira laminada en frío se somete a un tratamiento térmico de recocido que comprende una fase de calentamiento a una tasa de calentamiento Vhs de 10°C/s o superior, recocido entre Aci y Ac3, preferiblemente entre Aci+50°C y Ac3-30°C durante un período de tiempo entre 0 y 450 s, preferiblemente 0 y 400 s, seguido de un fase de enfriamiento a una tasa de enfriamiento Vcs de más de 5°C/s, preferiblemente mayor de 10°C/s, cuando la temperatura está por debajo de Ac3, seguida de una fase de enfriamiento a una temperatura excedente Toa por debajo de Bs, preferiblemente por debajo de Bs-50°C, para un toa de entre 20 s y 500 s, preferiblemente 30 s y 450 s. Opcionalmente, el excedente incluye extinción y partición o extinción y laminado templado. Opcionalmente, la tira está recubierta, preferiblemente recubierta con zinc como se describió anteriormente, opcionalmente recocido seguido de un alargamiento del fresado de templado de menos del 0.7%, preferiblemente menos del 0.5%. Opcionalmente, la tira está recocida en galvanizado. Preferiblemente, la tira es galvanizada por inmersión en caliente.
De acuerdo con un aspecto adicional de la invención, se proporciona un método para producir una tira de acero en fase compleja galvanizada en caliente de alta resistencia de acuerdo con el primer aspecto de la invención, en donde el acero fundido se lamina en caliente hasta un grosor de 2.0 mm. - 4.0 mm y se bobina a una temperatura de bobinado Ct entre Bs y Ms de temperatura, preferiblemente entre Bs-20°C de temperatura y Ms+60°C de temperatura. La temperatura de bobinado en el laminado en caliente se elige por debajo de la temperatura de Bs y preferiblemente por debajo de Bs-20°C, con el fin de mantener más vanadio disponible en solución sólida para la precipitación durante el recocido posterior después del laminado en frío.
Debido al bobinado en Ct entre Bs y Ms, preferiblemente entre Bs y Ms, preferiblemente bobinado entre Bs-20°C y Ms+60°C, se logra una microestructura bien definida, que puede ser laminada en frío con la reducción correcta, recocida y galvanizada, para obtener una tira de acero galvanizado con la resistencia y propiedades deseadas de acuerdo con la invención.
Con tal microestructura, la tira laminada en caliente tiene propiedades adecuadas para un procesamiento posterior, especialmente para el paso de recocido, después del laminado en frío.
De acuerdo con una realización preferida, la tira se lamina en frío con una reducción del 40% o más, preferiblemente entre el 45 y el 75%.
A continuación, se lleva a cabo un tratamiento de recocido adecuado para recristalizar la estructura endurecida por trabajo y para dar la microestructura particular de acuerdo con la invención. Este tratamiento, se lleva a cabo preferiblemente mediante recocido continuo, que comprende una fase de calentamiento, una fase de remojo y un excedente.
De acuerdo con una realización preferida, el tratamiento térmico de recocido se elige de tal manera que la microestructura de la tira de acero en fase compleja laminada en frío consta de 20 - 50% en volumen de ferrita, preferiblemente 25 - 45% en volumen de ferrita, 15 - 25% en volumen de austenita y martensita retenidas, y un contenido de austenita residual de 5 - 15% en volumen preferiblemente 5 - 13% en volumen de austenita retenida, más preferiblemente 3 -13% en volumen de austenita retenida y más preferiblemente 3 -12% en volumen de austenita retenida, siendo el resto martensita templada, bainita, cementita y precipitados/inclusiones. La suma debe sumar 100%.
Los inventores observaron durante la fase de calentamiento: recristalización de la estructura endurecida por trabajo; disolución de la cementita; crecimiento de la austenita por encima de la temperatura de transformación Ac1; y precipitación de dichos carbonitruros de vanadio en la ferrita. Estos precipitados de carbonitruro son muy pequeños, típicamente con un diámetro de menos de 50 nanómetros, preferiblemente menos de 30 nm después de esta fase de calentamiento.
Otro objeto de la invención es proporcionar un método para fabricar una tira de acero en fase compleja laminada en frío de alta resistencia, que comprende los pasos de:
a) se suministra una tira de acero laminada en caliente fabricada de acuerdo con la invención, en donde la tira laminada en caliente embobinada tiene una microestructura que consta de 40-80% en volumen de ferrita, preferiblemente 50-70% en volumen de ferrita, 20-50% en volumen de perlita y/o bainita, preferiblemente 30-50% en volumen de perlita y/o bainita, y menos del 10% en volumen de cementita/precipitados/inclusiones, la suma debe sumar 100%, b) la tira se decapa,
c) la tira se lamina en frío con una reducción superior al 40% de reducción, preferiblemente entre un 45 y un 75% de reducción, y
d) la tira se somete a un tratamiento térmico de recocido por encima de AC1+50°C seguido de una o más fases de enfriamiento a una tasa de enfriamiento Vcs cuando la temperatura es inferior a Ac3, seguido de una fase de enfriamiento a una temperatura excedente Toa durante un tiempo excedente toa, siendo elegido de tal forma que la microestructura de dicho acero esté constituida por ferrita, bainita, austenita residual y, opcionalmente martensita y/o cementita, precipitados e inclusiones,
e) opcionalmente, la tira se somete a una extinción y una partición o una extinción y un templado en la sección de excedente.
f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado con una reducción de 0.4 - 2.0%, preferiblemente con una reducción de 0.4 -1.2%.
Opcionalmente, la tira en el paso f) se recoce en galvanizado.
La textura de la microestructura en el paso a) es tal que asegura una baja anisotropía del producto final.
En una realización preferida, la tira de acero en fase compleja laminada en frío se somete a un tratamiento térmico de recocido que comprende una fase de calentamiento a una tasa de calentamiento Vhs de 10°C/s o superior, recocido por encima de Ac1+50°C, preferiblemente por encima de Ac1+80°C durante un período de tiempo entre 0 y 450 s, preferiblemente 0 y 400 s, seguido de una fase de enfriamiento a una tasa de enfriamiento Vcs superior a 5°C/s, preferiblemente superior a 10°C/s, cuando el la temperatura está por debajo de Ac3, seguida de una fase de enfriamiento hasta una temperatura excedente Toa por debajo de Bs-50°C, preferiblemente por debajo de Bs-100°C para un toa de entre 20 s y 500 s, preferiblemente 30 s y 450 s. Opcionalmente, la tira se somete a extinción y partición o extinción y templado. Opcionalmente, después de la fase de excedente, la tira se recubre, preferiblemente recubierta con zinc, de acuerdo con los métodos de galvanización conocidos, que incluyen galvanizado por inmersión en caliente, pulverización térmica y electrodeposición. La galvanización en caliente se puede realizar mediante un proceso por lotes o un proceso continuo. Opcionalmente, la tira de acero se puede recocer en galvanizado. Preferiblemente, la tira es galvanizada por inmersión en caliente.
La tira de acero en fase compleja galvanizada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la invención se lamina en tensión continuación con una reducción del 0.4 - 2.0%, preferiblemente con una reducción del 0.4 - 1.2%. Este porcentaje de laminado de tensión puede proporcionar las propiedades mecánicas correctas a la tira, tales como los niveles adecuados de rendimiento y resistencia a la tracción, mientras que las otras propiedades permanecen dentro de la ventana deseada para material en fase compleja. La tira de acero en fase compleja resultante se puede hacer debido al Ct seleccionado, el recocido prescrito, las temperaturas de excedente y el rango de elongación del fresado de templado.
Los tipos de tiras de acero de acuerdo con la invención se utilizan preferentemente para la fabricación de componentes estructurales o elementos de refuerzo en la industria del automóvil.
La invención se aclarará a continuación. Los siguientes resultados muestran, a modo de ejemplos no limitativos, las características ventajosas conferidas por la invención.
A1 - Temperatura por encima de la cual la microestructura está compuesta por una mezcla de ferrita (alfa-Fe) y austenita; la temperatura de AC1 se calculó de acuerdo con la fórmula descrita por KARIYA, N. High Carbon Hot-Rolled Steel Sheet and Method for Production Thereof. Solicitud de patente europea EP 2.103.697.A1, 23.09.2009, 15 p.
A3 - Temperatura por encima de la cual la microestructura está compuesta íntegramente por austenita. La temperatura de Ac3 se calculó de acuerdo con la fórmula descrita por S.H. Park et al, in Development of Ductile Ultra-High Strength Hot-rolled Steels, Posco Technical Report, 1996, 50-128.
Los sufijos c y r en A1 y A3 indican transformaciones en el ciclo de calentamiento y enfriamiento respectivamente.
Valor n: el coeficiente de endurecimiento por trabajo o el valor n está estrechamente relacionado con el alargamiento uniforme. En la mayoría de los procesos de formación de láminas, el límite de conformabilidad está determinado por la resistencia al adelgazamiento local o al "estrechamiento". En el ensayo de tracción uniaxial, el estrechamiento comienza en el grado de alargamiento uniforme, el valor n y el alargamiento uniforme derivados del ensayo de tracción se pueden tomar como una medida de la conformabilidad de las láminas de acero. Cuando se busca mejorar la conformabilidad de las tiras de acero, el valor n y el alargamiento uniforme representan los parámetros de optimización más adecuados.
el valor n4_6 - es el valor de templabilidad específico entre 4 y 6% de alargamiento.
Rm (MPa): Resistencia a la tracción - Esfuerzo correspondiente a la resistencia máxima.
Rp (MPa): límite elástico - Esfuerzo en el que una extensión no proporcional es igual a un porcentaje especificado de la longitud de calibre del extensómetro (Le). El símbolo utilizado va seguido del sufijo que indica el porcentaje prescrito, tal como Rp0.2
Ag (%): alargamiento uniforme - porcentaje de alargamiento no proporcional a la resistencia máxima.
A80 (%): alargamiento total hasta la rotura.
La expansión del orificio es un indicador para evaluar el desempeño del rebordeado por estiramiento de las láminas de acero, que generalmente se obtiene mediante el ensayo de expansión del orificio utilizando un punzón cilíndrico o cónico y se midió de acuerdo con M.W.BOYLES, Operating Procedure CP/04/OP/04 Procedure for Hole Expansion Testing, British Steel Strip Products (1997).
Bs es la temperatura de inicio de la bainita y Ms la temperatura de inicio de la martensita. Bs y Ms se calcularon de acuerdo con S.M.C. van Bohemen, Bainite and martensite Start Temperature calculated with exponential carbon dependence, Materials Science and Technology 28, 4 (2012) 487-495.
Figura 1: Valores de elasticidad y resistencia a la tracción de la composición L1 en la cabeza, el medio y la cola a lo largo de la longitud de la bobina. El eje horizontal representa el ancho: borde izquierdo, borde medio y derecho de la sección de la bobina.
Figura 2 - arriba: coeficiente de templabilidad (valor n) frente a la resistencia a la tracción (Rm) para una serie de aleación recocida continuamente sin vanadio (T0) y con vanadio (T1). El material no se laminó por templado después del recocido.
Figura 3 - parte inferior: Resistencia a la tracción (Rm) frente a Ductilidad (alargamiento total (A80) multiplicado por la resistencia a la tracción (Rm)) para una serie de aleaciones continuamente recocidas sin vanadio (T0) y con vanadio (T1). El material no se laminó por templado después del recocido.
Figura 4: Imágenes de microestructura del producto final laminado en frío en fase dual y fase compleja asistido por TRIP en un cuarto de calibre.
Ejemplo 1: La composición de acero L2 se fundió y laminó en caliente a una temperatura de acabado de aproximadamente 930°C, por encima de la temperatura de Ac3 de aproximadamente 920°C y se enfrió con una tasa de enfriamiento de aproximadamente 100°C/s a una temperatura de bobinado de aproximadamente 510°C. Posteriormente, el material se enfrió a temperatura ambiente con una tasa de enfriamiento de 1 °C/min. El calibre final fue de 3.7 mm. El material se laminó en frío a 1.2 mm, luego se recoció continuamente a una temperatura máxima de aproximadamente 840°C, se enfrió a aproximadamente 400°C y se mantuvo a esta temperatura durante 60 segundos, luego se calentó a aproximadamente 470°C para la galvanización y finalmente se enfrió a temperatura ambiente. Las propiedades de tracción medidas se describen en la tabla 3.
Ejemplo 2: Se fabricaron varias bobinas de la composición de acero T1 que tenían un calibre de 1.3 mm en las mismas condiciones que en el ejemplo 1. Además, se aplicó un alargamiento del fresado de templado del 0.4%. El ensayo de homogeneidad se realizó sobre el producto final de la tira recubierta de zinc de dichas bobinas. Las propiedades de tracción Rp y Rm se midieron en las posiciones del ancho medio y del borde de la bobina al principio, en el medio y al final de la bobina. Los resultados experimentales representados en la figura 1 muestran los valores de rendimiento y resistencia a la tracción en la cabeza, el medio y la cola en el ancho medio y el borde de la bobina y estos varían a un máximo de 30 MPa.
Ejemplo 3: A partir de la composición de acero T1, se produjo una tira de acero en fase compleja mediante laminación en caliente como en el ejemplo 1, se laminó en frío a 1.3 mm y se recoció a aproximadamente 840°C durante al menos 40 segundos de acuerdo con la descripción. Después del galvanizado por inmersión en caliente, la tira se laminó por templado con una reducción de aproximadamente 0.9%. La tira de acero resultante es un acero en fase compleja con un aumento de Rp en comparación con los ejemplos de la tabla 3.
Ejemplo 4: Se fabricaron la composición de acero T0 sin vanadio y T1 que contenía vanadio. Las composiciones T0 y T1 de acero laminado en frío de calibre 1.3 mm se recocieron continuamente. La temperatura de remojo de recocido tuvo un rango entre 770 y 880°C. Posteriormente, las muestras estaban excedidas entre 390 y 470°C, se recubrieron con zinc a 460°C durante unos segundos y se enfriaron a temperatura ambiente. Se realizaron ensayos de tracción de cada condición de recocido.
Durante el desarrollo de las tiras de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo con la invención, se han producido un número de bobinas de tiras como se indica en la tabla 1. T0-T4 son composiciones de ensayo en línea y laminado por templado, y L1-L4 son composiciones de aleación de fundición en laboratorio sin laminarlas por templado de acuerdo con la invención.
Tabla 1: Composiciones de acero en mili-wt% y B, N, Ca y S en wt-ppm.
Figure imgf000011_0001
Figure imgf000012_0001
La tabla 2 indica la suma de Al+Si, las temperaturas de inicio de bainita (Bs) y de inicio de martensita (Ms) calculadas y las temperaturas de transición en fase calculadas Ac1 y Ac3 de las composiciones de fundición.
Tabla 2
Figure imgf000012_0002
Figure imgf000013_0002
La tabla 3 muestra el límite elástico (Rpo.2), la resistencia a la tracción (Rm), el alargamiento uniforme (Ag), el alargamiento total (A80) y el coeficiente de endurecimiento por trabajo (n) o el valor n en la mitad de la bobina. Se determinó la expansión del orificio para T0 y T1.
Tabla 3
Figure imgf000013_0001
En la tabla 3, todas las tiras de acero muestran una Rm de alta resistencia por encima de 730 MPa. La comparación de T0 con T1 a T3 muestra claramente una diferencia sustancial en Rm, en donde se obtiene una tira de acero de mayor resistencia de alrededor de 800 MPa, si hay vanadio presente. Por tanto, es obvio que la adición de vanadio aumenta la resistencia. Esto también está respaldado por el hecho de que, aunque la expansión del orificio en T0 y T1 es similar, la resistencia a la tracción Rm de T1 es 40 MPa más alta en comparación con T0.
La tabla 3 muestra además que debido a la mayor cantidad de vanadio en L4, se puede obtener una alta resistencia a la tracción por encima de 1000 MPa. Aunque en L1 y L3 la resistencia Rm es similar, L3, tiene un mayor contenido de vanadio, muestra un mejor valor n y un mejor alargamiento (A80). Además, a partir de la tabla 3 se desprende claramente que la variación de las cantidades de las otras aleaciones con vanadio da como resultado tiras de acero de alta resistencia con alargamiento y valores n mejorados.
La aleación T1 se laminó en caliente, se laminó en frío y se recoció en continuo usando un ciclo de recocido en fase compleja de acuerdo con la invención y posteriormente se laminó por templado con 0.9%. Los resultados se muestran en la tabla 4. La tabla 4 muestra claramente que se puede obtener un acero de alta resistencia que tiene propiedades de acero en fase compleja. Rp y Rm altos entre 780-920 MPa son valores típicos para acero de alta resistencia en fase compleja.
Tabla 4: Propiedades de tracción en la mitad de la bobina para el material TI. El límite elástico se midió después de un alargamiento del fresado de templado 0.9%. Propiedades de tracción para L5-L14 (no laminado por templado).
Figure imgf000014_0001
La figura 2 muestra un gráfico con los valores de resistencia a la tracción frente al valor n del ensayo de tracción y la figura 3 muestra la ductilidad calculada frente a la resistencia a la tracción. Para los materiales de doble fase asistidos por TRIP es importante maximizar el coeficiente de endurecimiento n y la ductilidad (A80*RM) entre tanto al mismo tiempo maximiza la resistencia a la tracción Rm para que las propiedades de deformación por estiramiento y arrastre profundo sean óptimas mientras se obtiene una alta resistencia.
En las figuras 2 y 3, los símbolos de rombo blanco y la línea de puntos representan los datos del ejemplo T0 sin vanadio. Los símbolos de línea continua y cuadrados negros y grises muestran el ejemplo T1 con vanadio.
Las figuras 2 y 3 muestran claramente que la composición de acero con vanadio conserva su resistencia en el rango de 800 MPa mientras permite una mejora significativa en el coeficiente de endurecimiento (figura 2) y ductilidad (figura 3) al nivel de resistencia de 800 MPa. Esto conduce a una mejor formabilidad, en particular a una mejor conformación por estiramiento y embutición profunda.
La figura 4 son imágenes de microestructura a un cuarto de grosor de una tira de acero en fase compleja y una tira de acero de doble fase asistida por TRIP con base en la composición T1 y fabricada de acuerdo con el método descrito anteriormente.
Las imágenes de microscopio óptico se obtienen después del grabado Picral y SMB. En los gráficos de Picral, las áreas oscuras representan bainita, martensita o martensita templada. En el gráfico Nital, las áreas blanquecinas indican ferrita. En el grabado SMB, las áreas gris oscuro representan la formación de martensita y las áreas claras, ferrita.
En la microestructura de doble fase asistida por TRIP en el lado izquierdo en la figura 4 hay áreas blanquecinas donde los tamaños pueden exceder los 10 |jm. Estas áreas denotan la presencia de ferrita y el gran tamaño de la ferrita le da al material su bajo esfuerzo elástico característico. Los contenidos de austenita retenidos se midieron con difracción de rayos X y ascienden aproximadamente al 10%. Esto le da al material de doble fase su carácter asistido por TRIP.
Las diferencias entre la tira de doble fase asistida por TRIP en el lado izquierdo y la tira en fase compleja en el lado derecho son claramente visibles. Las áreas de color blanco de la tira en fase compleja son más finas y hay más áreas de color marrón en el grabado SMB que se refiere a la formación de martensita (templada).
La microestructura en fase compleja se presenta con áreas blanquecinas claras más finas, lo que muestra que los granos de ferrita son más finos. Hay más áreas de color gris oscuro en el grabado SMB y son típicas de la presencia de martensita y/o bainita (templada) con menos carbono. La combinación de estos fenómenos conduce a un Rp más alto y obviamente los contenidos de austenita retenidos son menores. Esto es típico de un tipo de acero en fase compleja.
Tabla 5: Parámetros del ensayo de tracción de un ensayo de tracción realizado en las direcciones 0°, 45° y 90° de la dirección de laminación.
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La anisotropía mínima de la tira de acero T1 en fase dual asistida por TRIP se midió realizando el ensayos de tracción en las direcciones 0°, 45° y 90° en comparación con la dirección de laminado. La tabla 5 muestra que hay una diferencia mínima en Rp y Rm y Ag, valor n y coeficiente de Lankford o valor r en estas 3 direcciones. Una diferencia mínima en los valores de tracción en las tres direcciones indica que el material es uniformemente deformable independientemente de la dirección de laminado. Una anisotropía mínima resulta ventajosa para el estiramiento homogéneo o la deformación por embutición profunda. Los valores de N4_6 son 0.18 o exceden estos valores y se vio que esto está relacionado con una baja tasa de calentamiento o remojo antes de la formación de austenita, permitiendo que más del 90% de la ferrita (que contiene precipitado) recristalice antes de que comience a formarse la austenita. Este remojo puede ser un tiempo de mantenimiento de la temperatura a una temperatura por debajo de la temperatura Ac1 durante 1-100 segundos. Opcionalmente, el remojo consiste en un trayecto de calentamiento o enfriamiento o cualquier combinación de las opciones de remojo. Independientemente del calentamiento con remojo, se realiza de tal manera que la tira calentada se mantiene durante 1-100 s en un régimen de temperatura por debajo de la temperatura Ac1, por ejemplo entre 350°C y temperatura Ac1.

Claims (15)

REIVINDICACIONES
1. Tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia que consiste, en porcentaje de masa, de los siguientes elementos:
0.10-0.21% C
1.45-2.20% Mn
0.30 - 0.8 % Si
0.2 - 0.9% Al
0.001 -0.04% P
0.0005-0.005% B
0.005-0.30% V
máx. 0.015% N
máx. 0.05% S
y, opcionalmente, uno o más elementos seleccionados entre:
máx. 0.004% Ca
máx. 0.30% Cr
máx. 0.20% Cu
máx. 0.01% Ti
en donde la cantidad de AI Si es 0.70 - 1.60% en masa,
el equilibrio de la composición consiste en Fe e impurezas inevitables.
2. La tira de acero de acuerdo con la reivindicación 1, en donde la cantidad de Al+Si es 0.70 - 1.50% en masa, más preferiblemente 0.80 - 1.40% en masa y lo más preferiblemente 0.80 - 1.20% en masa.
3. La tira de acero de acuerdo con las reivindicaciones 1 o 2, la cantidad de C es 0.10 - 0.20% en masa, preferiblemente 0.11 - 0.19% en masa, y más preferiblemente 0.12-0.18% en masa.
4. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 - 3, en donde la cantidad de Si es 0.30 -0.70% en masa.
5. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 - 4, en donde la cantidad de B es 0.001-0.005% en masa, preferiblemente 0.001 - 0.004% en masa.
6. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en donde la cantidad de V es 0.01 -0.20% en masa, y más preferiblemente 0.05 - 0.20% en masa.
7. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 - 6, en donde la cantidad de Al es 0.2 -0.8% en masa.
8. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 - 7, en donde la cantidad de Mn es 1.45 -2.10% en masa, y preferiblemente 1.50 - 2.10% en masa.
9. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1-8, en donde la tira de acero tiene una microestructura que consta de 20-50% en volumen de ferrita, 15-25% en volumen de austenita y martensita retenidas y un contenido de austenita residual de 5-15 % en volumen, siendo el resto martensita templada, bainita, cementita y precipitados/inclusiones, la suma debe sumar 100%.
10. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, en donde la tira de acero galvanizado por inmersión en caliente tiene una resistencia máxima a la tracción Rm por encima de 650 MPa, preferiblemente de 650 a 1160 MPa, más preferiblemente de 700 a 1150 MPa, lo más preferiblemente de 730 a 1130 MPa y/o una resistencia de prueba del 0.2% Rp de 300-700 MPa después del laminado templado y en donde preferiblemente la diferencia entre el medio y los bordes de la tira de acero es menos de 60 MPa para Rp y/o Rm, más preferiblemente la diferencia es menos de 40 MPa, y lo más preferiblemente la diferencia es menos de 30 MPa.
11. La tira de acero de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 10, en donde la tira de acero es una tira de acero de doble fase asistida por TRIP o en fase compleja.
12. Un método para producir una tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11, que comprende los pasos de:
a) el acero fundido se lamina en caliente hasta un grosor de 2.0 - 4.0 mm y se embobina a una temperatura de bobinado Ct entre Bs+50°C y Ms, en donde la tira de acero laminada en caliente embobinada tiene una microestructura que consta de 40 - 80 % en volumen de ferrita, 20-50% en volumen de perlita y/o bainita, y menos del 10% en volumen de cementita/precipitados/inclusiones, la suma debe sumar 100%.
b) la tira se decapa,
c) la tira se lamina luego en frío con una reducción del 40% o más,
d) la tira está recocida intercríticamente,
e) la tira es recocida posteriormente en la sección de excedente, opcionalmente se somete a extinción y partición o extinción y templado,
f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado,
en donde Bs y Ms se calculan mediante el método descrito en la descripción.
13. Un método de acuerdo con la reivindicación 12 para producir acero de doble fase asistido por TRIP, en donde el material laminado en frío se recoce intercríticamente de acuerdo con el paso d) de la reivindicación 12, en donde se usa una tasa de calentamiento de como máximo 40°C/s, y/o se usa un período de remojo intermedio de 1-100 segundos antes de alcanzar la temperatura Ac1, lo que da como resultado una tira que tiene más del 90% de ferrita recristalizada de la fracción de ferrita presente en el acero de doble fase asistida por TRIP y que da como resultado un valor n4-6 de 0.18 o superior, en donde n4-6 es el valor de templabilidad específico entre 4 y 6% de alargamiento, en donde Ac1 se calcula mediante el método descrito en la descripción.
14. El método de acuerdo con la reivindicación 12 para producir una tira de acero de doble fase asistida por TRIP laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11, que comprende los pasos de:
a) se proporciona la tira intermedia de acero laminado en caliente de acuerdo con el paso a) de la reivindicación 12, b) la tira se decapa,
c) la tira se lamina luego en frío con una reducción del 40% o más,
d) la tira se somete a un tratamiento térmico de recocido entre las temperaturas de transformación Ac1 y Ac3, seguido de una o más fases de enfriamiento a una tasa de enfriamiento Vcs cuando la temperatura está por debajo de Ac3, seguido de una fase de excedente a una temperatura excedente Toa durante un tiempo excedente toa, siendo elegido de tal forma que la microestructura de dicho acero esté constituida por ferrita, bainita, austenita residual y, opcionalmente, martensita y/o cementita,
e) opcionalmente, la tira recocida se somete a extinción y partición o extinción y templado en la sección de excedente, f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado con un alargamiento de menos del 0.7%, preferiblemente menos del 0.5%,
en donde Ac1 y Ac3 se calculan mediante el método descrito en la descripción.
15. El método de acuerdo con la reivindicación 12 para producir una tira de acero en fase compleja laminada en frío de alta resistencia de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1-11, que comprende los pasos de:
a) se proporciona una tira intermedia de acero laminada en caliente fabricada de acuerdo con el paso a) de la reivindicación 12, en donde la temperatura de bobinado Ct está entre Bs y Ms,
b) la tira se decapa,
c) la tira se lamina en frío con una reducción superior al 40% de reducción,
d) la tira se somete a un tratamiento térmico de recocido por encima de Ac1+50°C, seguido de una o más fases de enfriamiento a una tasa de enfriamiento VCs cuando la temperatura está por debajo de Ac3, seguido de una fase de enfriamiento a una temperatura excedente Toa durante un tiempo excedente de toa, siendo elegido de tal forma que la microestructura de dicho acero esté constituida por ferrita, bainita, austenita residual y, opcionalmente, martensita y/o cementita,
e) opcionalmente, la tira recocida se somete a extinción y partición o extinción y templado en la sección excedente, f) la tira es galvanizada por inmersión en caliente,
g) la tira se lamina por templado con una reducción de 0.4 - 2.0%,
en donde Bs, Ms, Ac1 y Ac3 se calculan mediante el método descrito en la descripción.
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