ES2884217T3 - Un producto de tira moldeada delgada endurecida por envejecimiento con adiciones de microaleación y método para fabricar el mismo - Google Patents

Abstract

Un producto de acero endurecido por envejecimiento en forma de una tira delgada de acero moldeado que tiene un grosor inferior a 3,0 mm que comprende, en peso, menos de 0,25 % de carbono, entre 0,20 y 2,0 % de manganeso, entre 0,05 y 0,50 % de silicio, menos de 0,01 % de aluminio, al menos un elemento del grupo que consiste de niobio entre 0,01 % y 0,20 %, vanadio entre 0,01 % y 0,20 %, y una mezcla de los mismos, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y teniendo la mayor parte de la microestructura compuesta por bainita y ferrita acicular, por lo que, después del endurecimiento por envejecimiento a un intervalo de temperatura de endurecimiento por envejecimiento de entre 550 °C y 800 °C, el producto de acero tiene un alargamiento total de al menos 6 %, un límite de elasticidad de al menos 340 MPa y una resistencia a la tracción de al menos 410 MPa.

Description

DESCRIPCIÓN

Un producto de tira moldeada delgada endurecida por envejecimiento con adiciones de microaleación y método para fabricar el mismo

Antecedentes y resumen

Esta invención se refiere a la fabricación de una tira moldeada delgada de alta resistencia y al método para fabricar dicha tira moldeada por medio de una máquina de moldeo de rodillos gemelos.

En una máquina de moldeo de rodillos gemelos, el metal fundido se introduce entre un par de rodillos de moldeo enfriados internamente con contrarrotación para que las carcasas metálicas se solidifiquen en las superficies de los rodillos móviles y se unan en la línea de contacto entre ellas para producir un producto de tira solidificado, entregado hacia abajo desde la línea de contacto entre los rodillos de moldeo. El término "línea de contacto" se usa en la presente descripción para referirse a la región general en la que los rodillos de moldeo están más próximos entre sí. El metal fundido se vierte desde una cuchara a través de un sistema de suministro de metal compuesto por una artesa y una boquilla central ubicada sobre la línea de contacto para formar una piscina de moldeo de metal fundido, soportada en las superficies de moldeo de los rodillos por encima de la línea de contacto y que se extiende a lo largo de la longitud de la línea de contacto. Esta piscina de moldeo generalmente está confinada entre placas laterales refractarias o presas mantenidas en acoplamiento deslizante con las superficies de los extremos de los rodillos para bloquear los dos extremos de la piscina de moldeo contra el flujo de salida.

En el pasado, se hacían tiras delgadas de alta resistencia y bajo contenido de carbono con límites de elasticidad de 413 MPa (60 ksi) y superiores, en grosores de tira inferiores a 3,0 mm, por medio del recocido de recuperación de tiras laminadas en frío. Para producir el grosor deseado se requería la laminación en frío. A continuación, la tira de laminación en frío se recocía por recuperación para mejorar la ductilidad sin reducir significativamente la resistencia. Sin embargo, la ductilidad final de la tira resultante todavía era relativamente baja y la tira no alcanzaría niveles de alargamiento total superiores al 6 %, que se requiere para los aceros estructurales de acuerdo con algunos códigos de construcción para componentes estructurales. Dicho acero de bajo contenido de carbono, laminado en frío recocido de recuperación era generalmente adecuado sólo para operaciones de conformado simples, por ejemplo, conformado por laminación y doblado. Producir esta tira de acero con mayor ductilidad no era técnicamente factible en estos grosores finales de tira mediante el uso de la ruta de fabricación de laminado en frío y recocido de recuperación.

En el pasado, el acero de alta resistencia se fabricaba por medio de micro aleaciones con elementos como niobio, vanadio, titanio o molibdeno, y laminado en caliente para lograr el grosor y el nivel de resistencia deseados. Tales micro aleaciones requerían niveles altos y costosos de niobio, vanadio, titanio o molibdeno y dieron como resultado la formación de microestructuras de bainita-ferrita típicamente con 10 a 20 % de bainita. Ver la Patente de Estados Unidos Núm. 6,488,790. Alternativamente, la microestructura podría ser ferrita con 10-20 % de perlita. El laminado en caliente de la tira daba como resultado la precipitación parcial de estos elementos de aleación. Como resultado, se requerían niveles de aleación relativamente altos de los elementos Nb, V, Ti o Mo para proporcionar suficiente endurecimiento por envejecimiento de la microestructura transformada predominantemente ferrítica para lograr los niveles de resistencia requeridos. Estos altos niveles de micro aleación aumentaban significativamente las cargas de laminación en caliente necesarias y restringían el intervalo de grosor de la tira laminada en caliente que podría producirse de manera económica y práctica. Tal tira aleada de alta resistencia podría usarse directamente para galvanizar después del decapado para el extremo más grueso de la gama de productos de más de 3 mm de grosor. Sin embargo, la fabricación de tiras de acero de alta resistencia de menos de 3 mm de grosor con adiciones de Nb, V, Ti o Mo a la química del acero base fue muy difícil, particularmente para tiras anchas debido a las altas cargas de laminación, y a que no era siempre comercialmente factible. En el pasado, se necesitaban grandes adiciones de estos elementos para fortalecer el acero y, además, estas provocaban reducciones en las propiedades de alargamiento del acero. Las tiras laminadas en caliente micro aleadas de alta resistencia en el pasado eran relativamente ineficaces para proporcionar resistencia, relativamente caras y, a menudo, requerían adiciones compensatorias de otros elementos de aleación.

Adicionalmente, se requería generalmente de la laminación en frío para grosores de tira más bajos; sin embargo, la alta resistencia de la tira laminada en caliente dificultaba dicha laminación en frío debido a las altas cargas de laminación en frío necesarias para reducir el grosor de la tira. Estos altos niveles de aleación también elevaron considerablemente la temperatura de recocido de recristalización necesaria, requiriendo líneas de recocido costosas de construir y operar capaces de alcanzar la alta temperatura de recocido necesaria para el recocido de recristalización completo de la tira laminada en frío.

En resumen, la aplicación de prácticas de micro aleación previamente conocidas con elementos de Nb, V, Ti o Mo para producir tiras finas de alta resistencia no podía producirse comercialmente de manera económica debido a los altos costos de aleación, la relativa ineficiencia de las adiciones de elementos, las dificultades con altas cargas de laminación en laminado en caliente y laminado en frío, y las altas temperaturas de recocido de recristalización requeridas.

El documento JP-H05 171293, que se considera que representa la técnica anterior más cercana, describe un producto de acero que incluye P, S, Ti, B y N como elementos de aleación deliberados.

Otras composiciones de la técnica anterior se describen en los documentos WO 98/57767, EP 0040553 y JP-H08 260042A.

De acuerdo con la presente invención, se proporciona un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con la reivindicación 1.

El producto de acero puede tener un límite de elasticidad de al menos 485 MPa y una resistencia a la tracción de al menos 520 MPa. El producto de acero puede tener un alargamiento total de al menos un 10 %.

Opcionalmente, la tira delgada de acero moldeado puede tener partículas finas de óxido de silicio y de hierro distribuidas a través de la microestructura de acero con un tamaño medio de partícula inferior a 50 nanómetros. La tira delgada de acero moldeado puede tener un grosor de menos de 2,5 mm. Alternativamente, la tira delgada de acero moldeado puede tener un grosor de menos de 2,0 mm. En aun otra alternativa, la tira delgada de acero moldeado puede tener un grosor en el intervalo de aproximadamente 0,5 mm a aproximadamente 2 mm.

El producto puede comprender partículas de carbonitruro de niobio con un tamaño medio de partícula de menos de 10 nanómetros. Las partículas de carbonitruro, en la presente memoria descriptiva y las reivindicaciones adjuntas, incluyen carburos, nitruros, carbonitruros y sus combinaciones. Alternativamente, el niobio puede ser inferior al 0,1 %.

El producto de acero endurecido por envejecimiento puede no tener sustancialmente partículas de carbonitruro de niobio mayores de 50 nanómetros.

La presente invención proporciona además un método para preparar una tira delgada de acero moldeado enrollada que comprende de acuerdo con la reivindicación 7.

El método puede proporcionar en la tira de acero enrollada, finas partículas de óxido de silicio y de hierro distribuidas a través de la microestructura del acero que tienen un tamaño medio de partícula inferior a 50 nanómetros. Además, el método puede comprender las etapas de laminado en caliente de la tira de acero y enrollado de la tira de acero laminada en caliente a una temperatura entre aproximadamente 450 y 700 °C. Alternativamente, el enrollado de la tira de acero laminada en caliente puede realizarse a una temperatura inferior a 650 °C.

El endurecimiento por envejecimiento puede ocurrir a una temperatura entre 650 °C y 750 °C.

El método puede comprender las etapas de laminado en caliente de la tira de acero y enrollado de la tira de acero laminada en caliente a una temperatura inferior a 750 °C. Alternativamente, el enrollado de la tira de acero laminada en caliente puede realizarse a una temperatura inferior a 700 °C.

Breve descripción de los dibujos

Para que la invención pueda describirse con más detalle, se darán algunos ejemplos ilustrativos con referencia a los dibujos adjuntos en los que:

La Figura 1 ilustra una instalación de moldeado de tiras que incorpora un laminador en caliente y un enrollador en línea;

La Figura 2 ilustra detalles de la máquina de moldeado de tiras de rodillos gemelos;

La Figura 3 ilustra el efecto de la temperatura de enrollado sobre el límite de elasticidad de la tira con y sin adiciones de niobio o vanadio;

La Figura 4a es una micrografía óptica de una tira de acero con niobio;

La Figura 4b es una micrografía óptica de una tira de acero UCS SS Grado 380 estándar;

La Figura 5 es un gráfico que muestra el efecto del endurecimiento por envejecimiento posterior al enrollado sobre el límite de elasticidad de la presente tira de acero;

La Figura 6 es un gráfico que muestra el efecto del ciclo de endurecimiento por envejecimiento simulado después del enrollado sobre el límite de elasticidad y la resistencia a la tracción de la presente tira de acero,

La Figura 7 es un gráfico que muestra el efecto de la reducción del laminado en caliente sobre el límite de elasticidad; y

La Figura 8 es un gráfico que muestra el efecto del límite de elasticidad sobre el alargamiento;

La Figura 9 es un gráfico que muestra el efecto de la cantidad de niobio sobre el límite de elasticidad a niveles bajos de niobio;

La Figura 10a muestra micrografías de la microestructura de una primera muestra de acero con niobio al 0,065 % después del laminado en caliente;

La Figura 10b muestra micrografías de la microestructura de una segunda muestra de acero con niobio al 0,065 % después del laminado en caliente;

La Figura 11 es un gráfico que muestra el efecto de la cantidad de niobio sobre el límite de elasticidad;

La Figura 12 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura de enrollado sobre el límite de elasticidad; La Figura 13 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura de enrollado sobre el límite de elasticidad a niveles bajos de niobio;

La Figura 14 es un gráfico que muestra el efecto de las condiciones de tratamiento térmico sobre el límite de elasticidad;

La Figura 15 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura de tratamiento térmico de endurecimiento por envejecimiento sobre el límite de elasticidad del acero con niobio al 0,026 %;

La Figura 16 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura máxima de envejecimiento sobre el límite de elasticidad del acero con niobio al 0,065 %;

La Figura 17 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura máxima de envejecimiento y el tiempo de retención sobre el límite de elasticidad del acero con niobio al 0,065 %;

La Figura 18 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura máxima de envejecimiento y el tiempo de retención sobre el límite de elasticidad para acero con niobio al 0,084 %;

La Figura 19 es un gráfico que muestra el efecto del límite de elasticidad sobre el alargamiento antes y después del endurecimiento por envejecimiento;

La Figura 20 es un gráfico que muestra los resultados del tratamiento térmico continuo al recocido;

LA Figura 21 es un gráfico que muestra una condición endurecida por envejecimiento;

LA Figura 22 es un gráfico que muestra el efecto de la temperatura y el tiempo sobre la dureza;

LA Figura 23 es un gráfico que muestra el efecto del tratamiento térmico sobre el límite de elasticidad para el presente acero al vanadio; y

LA Figura 24 es un gráfico que muestra el efecto de la reducción del laminado en caliente sobre el límite de elasticidad del presente acero al vanadio.

Descripción detallada de los dibujos

La invención se define en las reivindicaciones.

La siguiente descripción de las modalidades está en el contexto de una tira fina moldeada de alta resistencia con adiciones de micro aleaciones realizadas por medio del moldeo continuo de una tira de acero mediante el uso de una máquina de moldeo de rodillos gemelos.

La Figura 1 ilustra partes sucesivas de la máquina de moldeo de tiras para el moldeo continuo de tiras de acero. Las Figuras 1 y 2 ilustran una máquina de moldeo de rodillos gemelos 11 que produce continuamente una tira de acero moldeado 12, que pasa en una trayectoria de tránsito 10 a través de una mesa de guía 13 hasta un soporte de rodillos prensadores 14 que tiene rodillos prensadores 14A. Inmediatamente después de salir del soporte 14 de los rodillos prensadores, la tira pasa a un laminador en caliente 16 que tiene un par de rodillos reductores 16A y rodillos de respaldo 16B donde la tira moldeada se lamina en caliente para reducir un grosor deseado. La tira laminada en caliente pasa a una mesa de salida 17 donde la tira se puede enfriar por convección y contacto con agua suministrada a través de chorros de agua 18 (u otros medios adecuados) y por radiación. La tira laminada y enfriada se pasa luego a través de un soporte 20 de rodillos prensadores que comprende un par de rodillos 20A y luego a un enrollador 19. El enfriamiento final de la tira moldeada tiene lugar después del enrollado.

Como se muestra en la Figura 2, la máquina de moldeo 11 de dos rodillos comprende un bastidor 21 de la máquina principal, que soporta un par de rodillos de moldeo 22 colocados lateralmente que tienen superficies de moldeo 22A. El metal fundido se suministra durante una operación de moldeado desde una cuchara (no mostrada) a una artesa 23, a través de una cubierta refractaria 24 a un distribuidor o artesa móvil 25, y luego desde el distribuidor 25 a través de una boquilla de suministro de metal 26 entre los rodillos de moldeo 22 por encima de la línea de contacto 27. El metal fundido entregado entre los rodillos de moldeo 22 forma una piscina de moldeo 30 por encima de la línea de contacto. La piscina de moldeo 30 está sujeta en los extremos de los rodillos de moldeo por un par de diques o placas de cierre laterales 28, que se empujan contra los extremos de los rodillos de moldeo por un par de propulsores (no mostrados) que incluyen unidades de cilindro hidráulico (no mostradas) conectadas a los soportes de la placa lateral. La superficie superior de la piscina de moldeo 30 (generalmente denominada nivel del "menisco") normalmente se eleva por encima del extremo inferior de la boquilla de suministro de manera que el extremo inferior de la boquilla de distribución se sumerge dentro de la piscina de moldeo 30. Los rodillos de moldeo 22 se enfrían internamente con agua de manera que las cáscaras se solidifican en las superficies de los rodillos móviles a medida que pasan a través de la piscina de moldeo, y se juntan en la línea de contacto 27 entre ellos para producir la tira de moldeo 12, que se entrega hacia abajo desde la línea de contacto entre los rodillos de moldeo.

La máquina de moldeo de rodillos gemelos puede ser del tipo que se ilustra y describe con cierto detalle en las Patentes de Estados Unidos Núms. 5,184,668 y 5,277,243 o la Patente de Estados Unidos Núm. 5,488,988. Se puede hacer referencia a esas patentes para los detalles de construcción apropiados de una máquina de moldeo de rodillos gemelos apropiada para su uso en una modalidad de la presente invención.

Los elementos de micro aleación en acero se toman comúnmente para referirse a los elementos titanio, niobio y vanadio. Estos elementos se agregaron generalmente en el pasado en niveles por debajo del 0,1 %, pero en algunos casos niveles tan altos como el 0,2 %. Estos elementos son capaces de ejercer fuertes efectos sobre la microestructura y propiedades del acero a través de una combinación de templabilidad, refinamiento del grano y efectos de reforzamiento (en el pasado como formadores de carbonitruro). El molibdeno no se ha considerado normalmente como un elemento de micro aleación ya que por sí solo es un formador de carbonitruro relativamente débil, pero puede ser eficaz en las presentes circunstancias y puede formar partículas complejas de carbonitruro junto con niobio y vanadio. La formación de carbonitruro se inhibe en la tira laminada en caliente con estos elementos como se explica a continuación.

El producto de tira delgada moldeada de alta resistencia combina varios atributos para lograr un producto de tira moldeada de calibre ligero de alta resistencia por medio de la micro aleación con estos elementos. El grosor de la tira es menor de 3 mm, menor de 2,5 mm o menor de 2,0 mm, y puede estar en un intervalo de 0,5 mm a 2,0 mm. La tira moldeada se produce por medio de la laminación en caliente sin necesidad de laminación en frío para reducir aún más la tira al grosor deseado. Por tanto, el producto de tira delgada moldeada de alta resistencia se superpone tanto a los intervalos de grosor de laminado en caliente de calibre ligero como a los intervalos de grosor de laminado en frío deseados. La tira se enfría a una velocidad de 10 °C por segundo y más, y todavía forma una microestructura que es mayoritaria y típicamente predominantemente de bainita y ferrita acicular.

Los beneficios logrados por medio de la preparación de un producto de tira delgada moldeada de alta resistencia contrastan con la producción de aceros micro aleados producidos convencionalmente que resultan en costos de aleación relativamente altos, ineficiencias en la micro aleación, dificultades en la laminación en caliente y en frío y dificultades en el recocido de recristalización ya que las líneas de recocido y galvanizado continuo convencionales no son capaces de proporcionar las altas temperaturas de recocido necesarias. Además, se supera la ductilidad relativamente pobre exhibida con la tira fabricada por la ruta de fabricación laminada en frío y recocida de recuperación.

En los aceros micro aleados anteriormente producidos de manera convencional, elementos como el niobio y el vanadio no podían permanecer en solución sólida a través de la solidificación, laminado en caliente, enrollado y enfriamiento. El niobio y el vanadio se difundían a través de la microestructura que forma partículas de carbonitruro en varias etapas del proceso de fabricación del enrollado en caliente. Las partículas de carbonitruro, en la presente memoria descriptiva y las reivindicaciones adjuntas, incluyen carburos, nitruros, carbonitruros y sus combinaciones. La formación y el crecimiento de partículas de carbono y nitrógeno en la placa caliente y el posterior enrollado de aceros micro aleados producidos convencionalmente anteriormente redujeron aún más el tamaño de grano de la austenita en la placa caliente, disminuyendo la templabilidad del acero. En estos aceros anteriores, el efecto de las partículas en la lámina caliente tuvo que superarse aumentando la cantidad de elementos de micro aleación, recalentando las láminas moldeadas a temperaturas más altas y reduciendo el contenido de carbono.

A diferencia de los aceros anteriormente producidos convencionalmente, el presente producto de tira delgada de acero moldeado de alta resistencia se produjo comprendiendo, en peso, menos de 0,25 % de carbono, entre 0,20 y 2,00 % de manganeso, entre 0,05 y 0,50 % de silicio, menos de 0,01 % de aluminio y al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste de niobio entre 0,01 % y 0,20 % y vanadio entre 0,01 % y 0,20 %, y que tiene una microestructura que comprende una mayoría de bainita. El producto de acero puede comprender además finas partículas de óxido de silicio y de hierro distribuidas a través de la microestructura de acero que tienen un tamaño medio de partícula inferior a 50 nanómetros. El producto de acero puede comprender además una distribución más uniforme de micro aleaciones a través de la microestructura que la que se producía previamente con el producto de lámina moldeada convencional.

Alternativamente, el producto de tira delgada de acero moldeado de alta resistencia puede comprender, en peso, menos de 0,25 % de carbono, entre 0,20 y 2,0 % de manganeso, entre 0,05 y 0,50 % de silicio, menos de 0,01 % de aluminio y niobio entre 0,01 % y 0,20 % y que la mayor parte de la microestructura comprenda bainita y ferrita acicular y tenga más del 70 % de niobio soluble.

En otra alternativa, un producto de acero enrollado puede comprender, en peso, menos de 0,25 % de carbono, entre 0,20 y 2,0 % de manganeso, entre 0,05 y 0,50 % de silicio, menos de 0,01 % de aluminio y al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste en de niobio entre 0,01 % y 0,20 % y vanadio entre 0,01 % y 0,20 %, y una combinación de los mismos, y que tengan más del 70 % de niobio y vanadio solubles, según se seleccione, después de enrollar y enfriar. El producto de tira de acero moldeado delgado de alta resistencia enrollado puede tener más del 70 % de niobio y vanadio soluble, según se seleccione, particularmente después de la reducción por laminado en caliente y el enrollado posterior y antes del endurecimiento por envejecimiento. La microestructura puede ser una mezcla de bainita y ferrita acicular. Alternativamente, la microestructura del acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado puede comprender bainita y ferrita acicular con más del 80 % de niobio y/o vanadio restante en solución sólida, y alternativamente puede tener más del 90 % restante en solución sólida.

El producto de acero tiene un alargamiento total superior al 6 % u opcionalmente superior al 10 %. El producto de acero tiene un límite de elasticidad de al menos 340 MPa (aproximadamente 49 ksi) y una resistencia a la tracción de al menos 410 MPa, presentando una ductilidad satisfactoria. La relación entre el límite de elasticidad y el alargamiento total en el producto laminado en caliente se muestra en la Figura 8.

Después del laminado en caliente, la tira de acero laminada en caliente se puede enrollar a una temperatura en el intervalo de aproximadamente 500-700 °C. La tira delgada de acero moldeado se procesa aún más endureciendo por envejecimiento la tira de acero para aumentar la resistencia a la tracción a una temperatura entre 550 °C y 800 °C, o entre 625 °C y 750 °C, o entre 675 °C y 750 °C. Los hornos convencionales de líneas continuas de galvanizado o recocido son, por tanto, capaces de proporcionar las temperaturas de endurecimiento por envejecimiento necesarias para endurecer el producto de tira moldeada micro aleada.

Por ejemplo, se preparó una composición de acero haciendo una composición de acero de un 0,026 % de niobio, 0,04 % en peso de carbono, 0,85 % en peso de manganeso, 0,25 % en peso de silicio que se ha moldeado por medio de un proceso de moldeo de tira delgada. La tira se moldeó a 1,7 mm de grosor y se laminó en caliente en línea hasta un intervalo de grosor de tira de 1,5 mm a 1,1 mm mediante el uso de una máquina de moldeo de rodillos gemelos como se ilustra en las Figuras 1 y 2. La tira se enrolló a temperaturas de enrollado de 590-620 °C (1094­ 1148 °F).

Como se muestra en la Figura 3, los niveles del límite de elasticidad y resistencia a la tracción alcanzados en la presente tira moldeada se comparan con los niveles de rendimiento y resistencia a la tracción alcanzables en la composición de acero base, no micro aleada, para tiras moldeadas en un intervalo de temperaturas de enrollado. Puede verse que la tira de acero de niobio alcanzó límites de elasticidad en el intervalo de 420-440 MPa (aproximadamente 61-64 ksi) y resistencias a la tracción de aproximadamente 510 MPa (aproximadamente 74 ksi). El presente producto de tira moldeada se compara con las composiciones de acero a base de C-Mn-Si procesadas con la misma temperatura de enrollado que el acero micro aleado, produciendo el acero de niobio niveles de resistencia sustancialmente más altos. La tira de acero de base comparada tuvo que ser enrollada a temperaturas muy bajas para acercarse a niveles de resistencia comparables a los del producto de acero de niobio moldeado. No fue necesario enrollar el producto de acero de niobio fundido a bajas temperaturas de enrollado para lograr su potencial de reforzamiento con el laminado en caliente. Además, los niveles del límite de elasticidad y resistencia a la tracción para el acero de niobio moldeado no se vieron afectados significativamente por el grado de laminación en caliente en línea con una reducción de al menos 19 % a 37 % como se muestra en la Figura 7.

La templabilidad de los presentes aceros se muestra en la Figura 9. Como se muestra en la Figura 9, un nivel de niobio de tan solo 0,007 % fue eficaz para aumentar la resistencia de la tira final, y se alcanzaron niveles del límite de elasticidad de más de 380 MPa con niveles de niobio superiores a aproximadamente 0,01 %. Tenga en cuenta que los niveles de niobio inferiores a aproximadamente el 0,005 % pueden considerarse residuales. Por tanto, incluso las adiciones muy pequeñas de elementos de micro aleación pueden ser eficaces en el reforzamiento sustancial.

Las altas resistencias se lograron mediante el uso de la adición de micro aleación de niobio para aumentar la templabilidad del acero por medio de la supresión de la formación de ferrita pro eutéctica. La Figura 4b muestra que la ferrita pro eutéctica se formó a lo largo de los límites de grano de austenita previos (ferrita alotriomórfica) en el acero base, pero no estaba presente en el acero de niobio mostrado en la Figura 4a. Los efectos de templabilidad de la adición de niobio suprimieron la transformación de ferrita, lo que permitió producir la microestructura de ferrita acicular y bainítica más fuerte mientras se usaban velocidades de enfriamiento convencionales durante el enfriamiento y temperaturas de enrollado más altas. La microestructura final de los presentes aceros de niobio comprende principalmente una combinación de bainita y ferrita acicular. El acero base mostrado en la Figura 4b se enfrió a una temperatura de enrollamiento relativamente baja, menos de 500 °C, una condición de enfriamiento conocida por suprimir la formación de ferrita en los límites de los granos de austenita.

El efecto de la reducción en caliente sobre el límite de elasticidad se reduce en el presente acero con niobio. En los productos de C-Mn anteriores, normalmente hay una disminución en la resistencia al aumentar la reducción en caliente. Por el contrario, como se muestra en la Figura 7, el efecto de la reducción en caliente sobre el límite de elasticidad se reduce significativamente en el presente producto de acero. En este experimento, la temperatura de enrollado se mantuvo constante, y cubrir el intervalo de reducciones de laminación en caliente hasta al menos un 40 % representó el intervalo de grosor de tira de 1,0 mm a 1,5 mm. A diferencia del acero base no micro aleado, los niveles de resistencia de los aceros micro aleados con niobio de la presente descripción en el producto de tira moldeada laminada en caliente son relativamente insensibles al grado de reducción laminada en caliente para reducciones de hasta al menos 40 %. Además, estos altos niveles de resistencia se lograron mediante el uso de temperaturas de enrollado convencionales en el intervalo de 550 °C a 650 °C, como se muestra en la Figura 3.

Para investigar más este efecto, se midió el tamaño de grano de austenita en cada grosor en el acero de 0,026 Nb. Cuando el acero base tendía a recristalizarse completamente por encima de aproximadamente el 25 % de reducción en caliente, el acero de 0,026 Nb mostró sólo una recristalización limitada incluso con una reducción del 40 %. Esto indica que el niobio en solución sólida redujo el efecto de la reducción en caliente sobre las propiedades de resistencia al suprimir la recristalización estática de la austenita deformada después del laminado en caliente. Esto se muestra en la Figura 10, donde se puede ver que los granos de austenita se han alargado por la reducción de laminación en caliente sin recristalizar en granos más finos. Los granos más finos aumentan el área límite del grano de austenita, lo que reduce la templabilidad del acero. Sin embargo, aunque se suprimió la recristalización a un tamaño de grano de austenita más fino, se sabe que tales reducciones de laminación en caliente elevadas aumentan la temperatura de inicio de la transformación de ferrita. Además, la alta reducción de la laminación en caliente puede inducir regiones de alta deformación local dentro de los granos de austenita, generalmente denominadas tiras de cizallamiento, que pueden actuar como sitios de nucleación intragranular para la nucleación de ferrita. En los presentes aceros, el efecto de templabilidad del niobio fue suficiente para suprimir la formación de ferrita dentro de los granos de austenita deformados, lo que dio como resultado niveles de resistencia que eran en gran parte insensibles al grado de laminación en caliente.

El producto de acero con niobio de tira delgada moldeada tenía niveles de resistencia a la tracción y del límite de elasticidad constantes en el intervalo de laminación en caliente aplicada, y era capaz de proporcionar un límite de elasticidad de al menos 410 MPa con una reducción de entre el 20 % y el 40 %. El tamaño de grano de austenita anterior se determinó para cada grosor de tira. Las medidas del tamaño de grano de austenita indicaron que sólo se había producido una recristalización muy limitada con reducciones elevadas de laminación en caliente, mientras que en la tira de acero base comparable, la microestructura recristalizó casi completamente con reducciones de laminación en caliente superiores a aproximadamente el 25 %. La adición de niobio a la tira de acero moldeado suprimió la recristalización del tamaño de grano de austenita fundida gruesa durante el proceso de laminación en caliente, y dio como resultado la retención de la templabilidad del acero después de la laminación en caliente y la retención de niobio en solución.

La mayor resistencia de la presente tira de acero después del laminado en caliente se debió principalmente a la microestructura formada. Como se muestra en la Figura 4a, la microestructura del acero de niobio fundido estaba compuesta mayoritariamente, sino principalmente, de bainita para todos los grosores de tira. Por el contrario, como se muestra en la Figura 4b, el acero no micro aleado comparable logró una resistencia similar al enrollarlo a una temperatura de enrollamiento baja y tenía una microestructura que comprende principalmente ferrita acicular con algo de ferrita de límite de grano. La adición de niobio a la tira de acero proporcionó un aumento en la templabilidad del acero y suprimió la formación de la ferrita del límite de grano y promovió la microestructura bainítica, incluso a temperaturas de enrollado considerablemente más altas.

Los resultados de la resistencia a la tracción y el límite de elasticidad de los aceros de prueba, que se muestran en la Tabla 2 a continuación, en la condición de laminado en caliente se resumen en la Figura 11. El nivel de resistencia aumenta al aumentar el contenido de niobio, con un límite de elasticidad de al menos 340 MPa, con niveles de hasta aproximadamente 500 MPa en la condición de laminado en caliente. La resistencia a la tracción puede ser de al menos 410 MPa. El rápido aumento inicial de la resistencia se atribuye a la supresión de la formación de ferrita pro eutéctica y la promoción de bainita y ferrita acicular, mientras que el reforzamiento posterior puede atribuirse al refinamiento micro estructural continuo y posiblemente al endurecimiento de la solución sólida a partir del niobio retenido en solución sólida.

Además, el examen por microscopía electrónica de transmisión (TEM) no reveló ninguna precipitación sustancial de niobio en la tira moldeada laminada en caliente. Esto indica que el niobio se había retenido en una solución sólida y que el reforzamiento producido se atribuyó principalmente al efecto de endurecimiento mejorado del niobio que dio como resultado la formación de una microestructura mayoritaria y probablemente predominantemente bainítica. También se cree que la templabilidad de la tira de acero moldeado se mejora por medio de la retención del grano de austenita grueso producido durante la formación de la tira moldeada. Se cree que la transformación en bainita, en lugar de ferrita, es un factor principal para suprimir la precipitación de la adición de micro aleación de niobio en la tira delgada moldeada durante el enfriamiento del enrollado a partir de la temperatura de enrollado.

El examen de microscopía electrónica de transmisión (TEM) puede usarse para determinar el tamaño, la identidad y la fracción de volumen de las partículas de carbonitruro de niobio presentes en el acero. La ausencia de cualquier partícula de carbonitruro de niobio en el examen TEM apoyó la opinión de que la resistencia observada se atribuía en gran medida a que la microestructura era principalmente bainita en lugar de ferrita. El consiguiente incremento de reforzamiento observado que surge de un tratamiento térmico de endurecimiento por envejecimiento lleva por tanto a la conclusión de que el niobio había estado sustancialmente en solución en la tira laminada en caliente. Después de determinar la fracción de volumen de partículas de carbonitruro en la microestructura mediante el uso del análisis TEM, se puede concluir la cantidad de elemento de micro aleación en solución sólida.

Las láminas delgadas o las réplicas de carbono pueden evaluarse por medio del TEM para determinar la cantidad de las partículas de carbonitruro presentes. En nuestro análisis, se usó un microscopio electrónico de transmisión JEOL 2010. Sin embargo, según nuestra experiencia con este instrumento, las partículas de Nb por debajo de 4 nanómetros pueden no resolverse en ferrita muy dislocada.

Para el análisis de láminas delgadas, se prepara una lámina. La lámina se corta y se muele hasta un grosor de 0,1 mm. A continuación, la muestra se adelgaza hasta obtener transparencia electrónica mediante electro pulido mediante el uso de un electrolito de ácido perclórico al 5 % y ácido acético al 95 % en una unidad de electro pulido Tenupole-2. A continuación, la muestra se puede transferir directamente al TEM.

Para la replicación del carbono, se puede preparar una muestra deseada grabando una muestra pulida en Nital (una solución de alcohol y ácido nítrico) después del grabado, recubriendo las muestras con carbono y luego marcando el recubrimiento de carbono en las dimensiones apropiadas (por ejemplo, 2 mm cuadrados) para el análisis TEM. Después del grabado, se pueden liberar réplicas de carbono de la muestra disolviendo la matriz de ferrita en Nital al 3 %. Las muestras de réplicas de carbono se recogen en rejillas de soporte de 3 mm de diámetro y luego se lavan repetidamente en soluciones de etanol/agua. La réplica de extracción de carbono con la rejilla de soporte se puede transferir al TEM.

Un factor adicional que se cree que explica la ausencia de partículas de carbonitruro de niobio en la tira moldeada laminada en caliente se relaciona con la naturaleza de la dispersión de niobio con la solidificación rápida de la tira durante su formación por medio del método de fabricación continua de tira moldeada descrita. En las tiras micro aleadas de alta resistencia fabricadas previamente, se involucraron intervalos de tiempo relativamente largos en la solidificación con enfriamiento de la lámina, el recalentamiento de la lámina y el procesamiento termo mecánico que permitieron oportunidades para el preagrupamiento y/o precipitación en estado sólido de partículas de carbonitruro como (Nb, V, Ti, Mo) (CN), que habilitó la cinética para la posterior precipitación a través de las etapas del proceso de fabricación. En el presente proceso descrito, donde la tira moldeada se forma continuamente a partir de un depósito de moldeo entre rodillos de moldeo, se cree que la solidificación inicial extremadamente rápida en la formación de la tira moldeada (en aproximadamente 160 microsegundos) inhibe el preagrupamiento y/o la precipitación en estado sólido de partículas de carbonitruro y, a su vez, ralentizar y reducir la cinética de precipitación de las micro aleaciones en el procesamiento posterior, incluidas las operaciones de laminación y enrollado. Esto significa que las micro aleaciones de Nb y V se distribuyen de manera relativamente más uniforme en las fases de austenita y ferrita que en las tiras de acero delgadas previamente fabricadas mediante moldeado y procesamiento de láminas convencionales.

El análisis de sondeo de átomos de la tira moldeada de niobio hecha por formación a partir de una piscina de moldeo entre rodillos de moldeo como se describió anteriormente ha verificado la distribución más uniforme de las micro aleaciones (lo que indica un preagrupamiento reducido y/o precipitación en estado sólido) tanto en la tira moldeada como en la laminada en caliente cuando se enrolla a aproximadamente 650 °C o menos. Se cree que esta distribución más uniforme de elementos inhibe la formación de carbonitruros en la operación de enrollado en condiciones en las que se produce una precipitación fina y coherente de tales elementos en láminas de acero moldeado micro aleado elaborado y procesado convencionalmente. La reducción o ausencia de preagrupamiento y/o formación en estado sólido de carbonitruros en la tira moldeada micro aleada hecha por moldeo con rodillos gemelos también ralentiza la cinética de formación de carbonitruros durante el procesamiento termo mecánico subsiguiente tal como el recocido. Esto permite entonces la oportunidad del endurecimiento por envejecimiento a temperaturas más altas que aquellas en las que las partículas en la tira previamente procesada convencionalmente perdieron su capacidad de reforzamiento a través de mecanismos de engrosamiento (maduración de Ostwald).

Con un tratamiento térmico de endurecimiento por envejecimiento, se encontró que se podía lograr una mayor resistencia a la tracción. Por ejemplo, con una adición de niobio al 0,026 %, se observó un aumento de al menos 35 MPa (aproximadamente 5 ksi) en el límite de elasticidad de 410 a 450 MPa (aproximadamente 60-65 ksi). Con una adición de niobio al 0,05 %, se contempla que con un endurecimiento por envejecimiento se espera un aumento de al menos 10 ksi, y con una adición de niobio al 0,1 %, se contempla que con un endurecimiento por envejecimiento, se espera un aumento de al menos 20 ksi. La microestructura del presente producto de acero endurecido por envejecimiento puede tener partículas de carbonitruro de niobio con un tamaño de partícula promedio de 10 nanómetros y menos. La microestructura del producto de acero endurecido por envejecimiento puede no tener sustancialmente partículas de carbonitruro de niobio mayores de 50 nanómetros.

Se realizaron tratamientos térmicos de envejecimiento en laboratorio sobre muestras de aceros con niobio al 0,026 % a diversas temperaturas y tiempos para inducir la acción del niobio, que se creía retenido en solución sólida en la tira laminada en caliente. Como se muestra en la Figura 5, los tratamientos térmicos de envejecimiento produjeron un aumento significativo de la resistencia, con límites de elasticidad de aproximadamente 480 MPa (aproximadamente 70 ksi). Esto confirmó que el niobio se retuvo en una solución sólida y estaba disponible para proporcionar endurecimiento por envejecimiento en el envejecimiento posterior, por ejemplo, mediante el uso de un horno de recocido en líneas de galvanizado continuas o mediante el uso de una línea de recocido continuo. Por consiguiente, se lleva a cabo un endurecimiento por envejecimiento a corto plazo para simular el potencial de envejecimiento del procesamiento del producto de acero moldeado micro aleado con niobio a través de un horno de recocido unido a una línea de galvanización continua o una línea de recocido continuo convencional. En el último caso, el producto de tira de alta resistencia endurecido por envejecimiento se puede galvanizar, pintar o usar posteriormente sin revestir.

Los resultados, como se muestra en la Figura 6, muestran claramente que para una temperatura máxima de procesamiento de 700 °C (1292 °F), se logró un reforzamiento significativo, con niveles de resistencia que se acercan a los logrados para tiempos más largos a temperaturas más bajas. En la Tabla 1 se dan las propiedades de tracción del producto de delgado de acero moldeado con niobio después del tratamiento de envejecimiento a corto plazo mediante el uso de una temperatura máxima de 700 °C (1292 °F). Además de la alta resistencia del producto de tira moldeada, la ductilidad y la conformabilidad son satisfactorias para productos de calidad estructural. El producto de tira moldeada producida es un producto de tira delgada y de alta resistencia para aplicaciones estructurales mediante el uso de micro aleaciones de niobio. Se contempla que niveles más altos de micro aleación darían lugar a un mayor límite de elasticidad, potencialmente muy por encima de 550 MPa (aproximadamente 80 ksi).

TABLA 1

Recientemente, además de producir el acero con niobio al 0,026 % en peso, se han producido aceros con adiciones de niobio del 0,014 % en peso y del 0,065 % en peso por medio del presente proceso. Las composiciones térmicas se muestran a continuación en la Tabla 2.

TABLA 2

Los límites de elasticidad logrados para el acero C y el acero F se muestran en la Figura 12, y los resultados del límite de elasticidad para el 0,014 % de Nb térmico, acero A, producido con un contenido de Mn más bajo, se presentan en la Figura 13. Las adiciones de niobio aumentaron el límite de elasticidad a todas las temperaturas de enrollado en relación con la composición del acero base. El límite de elasticidad aumentó en aproximadamente 70 a 100 MPa (10 a 15 ksi) para las adiciones de 0.014 % Nb y 0,026 Nb, y en aproximadamente 140 a 175 MPa (20-25 ksi) para la adición de 0,065 Nb. De la Figura 12 se puede ver que el acero al 0,026 % Nb logró límites de elasticidad más altos que el acero base de 0,8 Mn para temperaturas de enrollado similares, y límites de elasticidad comparables a cuando el acero base de 0,8 Mn fue enrollado a bajas temperaturas. Alternativamente, las resistencias logradas en el acero base de 0,8 Mn a bajas temperaturas de enrollado (aproximadamente 500 °C) se pueden lograr a temperaturas de enrollado más altas (aproximadamente 600 °C) con esta adición de Nb.

Adicionalmente, en contraste con el acero micro aleado producido convencionalmente anteriormente, hemos encontrado que la adición de micro aleaciones suprime la formación de partículas de carbonitruro en el acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado. En cambio, la microestructura del acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado comprende bainita y ferrita acicular con más del 70 % de niobio y/o vanadio remanente en solución sólida. Alternativamente, la microestructura del acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado puede comprender bainita y ferrita acicular con más del 80 % de niobio y/o vanadio restante en solución sólida, y alternativamente puede tener más del 90 % restante en solución sólida.

Por tanto, se ha demostrado que la tira moldeada de niobio da como resultado un producto de acero de alta resistencia y calibre ligero. En primer lugar, la adición de niobio es capaz de suprimir la recristalización de austenita durante el laminado en caliente, lo que mejora la templabilidad del acero al retener el tamaño de austenita fundido relativamente grueso. El niobio retenido en solución sólida en austenita después del laminado en caliente aumenta directamente la templabilidad del acero, lo que ayuda a transformar la austenita en una microestructura final compuesta principalmente de bainita, incluso a temperaturas de enrollado relativamente altas. La formación de una microestructura bainítica promovió la retención de la adición de niobio en solución sólida en la tira laminada en caliente.

Puede obtenerse una mejora adicional en las propiedades endureciendo por envejecimiento los presentes aceros. En los aceros micro aleados y no micro aleados anteriores, se podría obtener un aumento de la resistencia por medio del endurecimiento por envejecimiento, pero en dichos aceros anteriores, se produce una disminución del alargamiento con un aumento de la resistencia. Hemos descubierto que se puede obtener tanto un aumento en el alargamiento como un aumento en la resistencia endureciendo por envejecimiento los presentes aceros.

Se determinó que la retención de los elementos de micro aleación como el niobio y el vanadio en solución sólida por las condiciones de procesamiento previas proporcionaba una capacidad de endurecimiento considerable para el ciclo de endurecimiento por envejecimiento posterior. Un ciclo de endurecimiento por envejecimiento de este tipo se puede producir mediante el uso de una línea de galvanización continua adecuada o una instalación de recocido continuo. Por lo tanto, una tira de acero micro aleado fabricada mediante un proceso de moldeado de tira delgada, combinado con un tratamiento térmico de endurecimiento por envejecimiento proporcionado por una línea de galvanizado o una línea de recocido adecuada, es una ruta de fabricación única que proporciona un enfoque de reforzamiento único para este tipo de producto de acero.

Se llevaron a cabo tratamientos de envejecimiento isotérmico del material de tira moldeado laminado en caliente al 0,026 % Nb durante 20 minutos a 600 °C y 650 °C (1110 °F y 1200 °F), induciendo la formación de carbonitruros de niobio, o Nb(C,N), según lo confirmado por el examen TEM. Esto resultó en un aumento en el límite de elasticidad del material, como se muestra en la Figura 14. Además, como se muestra en las Figuras 6 y 14, el ciclo térmico de la tira a través de la sección de recocido de una línea de galvanizado también indujo un aumento significativo de la resistencia, aproximándose al logrado con el envejecimiento isotérmico a temperaturas más bajas.

El aumento en la templabilidad proporcionada por la adición de micro aleaciones a través de la supresión de la transformación de ferrita reduce significativamente la temperatura de descomposición de austenita en el intervalo de temperatura de bainita/ferrita acicular. Esta temperatura de inicio de transformación más baja proporciona el potencial para retener la gran mayoría de la adición de micro aleaciones en solución sólida mediante la aplicación de velocidades de enfriamiento de la mesa de agotamiento convencional y temperaturas de enrollado adecuadas. Los elementos de micro aleación, como el niobio y el vanadio, en solución sólida están disponibles para el endurecimiento por envejecimiento durante un tratamiento térmico posterior para aumentar la resistencia. Los estudios de endurecimiento por envejecimiento de laboratorio establecieron que se podría lograr un reforzamiento sustancial incluso con ciclos de tratamiento térmico relativamente cortos, como los disponibles con líneas de recocido continuas y líneas de galvanizado. Los resultados de los ciclos de recocido continuo simulados en laboratorio aplicados al acero de prueba C (0,026 % Nb), acero F (0,065 % Nb) y acero G (0,084 % Nb) se muestran en las Figuras 15 a 18.

Los resultados de los ensayos en planta a escala real con aceros B y F, usando las condiciones de tratamiento térmico establecidas a partir del estudio de laboratorio se dan en las Figuras 20 y 21, respectivamente. Se lograron aumentos sustanciales de la resistencia con los aceros B y F. Se registraron niveles de límite de elasticidad superiores a 450 MPa con el acero al 0,024 % Nb (acero B) y límites de elasticidad superiores a 550 MPa con el acero al 0,065 % Nb (acero F). El aumento de resistencia a partir del endurecimiento por envejecimiento fue del orden de 70 MPa (10 ksi) para el acero al 0,024 % Nb (acero B) y hasta aproximadamente 100 MPa (15 ksi) para el acero al 0,065 % Nb (acero F). Se contempla que el acero al 0,065 % Nb puede alcanzar límites de elasticidad superiores a 600 MPa en la condición de endurecimiento por envejecimiento.

TABLA 3

Las muestras de acero F se endurecieron por envejecimiento mediante el uso de las condiciones de endurecimiento por envejecimiento que se encuentran en una línea de galvanizado. Como se muestra en la TABLA 3, el acero templado por envejecimiento tuvo un aumento de resistencia de casi 70 MPa y el alargamiento aumentó de 11,47 % a 14,16 %. La relación entre el límite de elasticidad y el alargamiento total para los aceros al niobio actualmente descritos en la condición de laminado en caliente y en la condición de endurecido por envejecimiento y galvanizado (dirección de ensayo longitudinal) se muestra en la Figura 19.

Como se muestra en la Figura 16, hemos descubierto que se puede usar un ciclo de retención de 10 segundos entre aproximadamente 675 °C y 725 °C para evitar el sobre envejecimiento. Sin embargo, el intervalo de temperatura es función del tiempo de retención. Aumentar el tiempo de retención a 20 segundos redujo ligeramente el intervalo de temperatura, mientras que para el tiempo de retención cero, el intervalo de temperatura se incrementó ligeramente, como se muestra en la Figura 17. El intervalo de temperatura de endurecimiento por envejecimiento puede estar entre aproximadamente 625 °C y 800 °C en dependencia del tiempo total del ciclo de tratamiento térmico, es decir, las velocidades de calentamiento, el tiempo de retención y las velocidades de enfriamiento.

En el caso de tratamientos térmicos de mayor duración, se pueden usar temperaturas más bajas en el intervalo de 500 °C a 650 °C. De la Figura 6 se puede ver que un tratamiento térmico de 20 minutos a 600 °C produce niveles de resistencia similares a los de 10 segundos en un ciclo de recocido continuo a 700 °C. LA Figura 22 muestra los resultados de los tratamientos térmicos de laboratorio llevados a cabo durante 20 y 120 minutos. Los resultados muestran que se logró un endurecimiento sustancial para un tratamiento térmico de 120 minutos a 550 °C, pero el envejecimiento de 120 minutos a temperaturas superiores a aproximadamente 650 °C redujo la dureza del acero. Se pueden usar tiempos de tratamiento térmico más largos con procesos de recocido de enrollado completo, como el recocido por lotes en el intervalo de temperatura de 500 °C a 650 °C, u otras prácticas de enfriamiento posterior al enrollado para el enrollado laminado en caliente, diseñadas para precipitar el niobio retenido, por medio del enfriamiento controlado en el intervalo de temperatura de 500 °C a 650 °C.

Se realizó microscopía electrónica de transmisión (TEM) sobre muestras de aceros C y F, a las que se les había dado un tratamiento térmico de 60 minutos a 650 °C. Se encontraron partículas finas en el intervalo de tamaño de 4 a 15 nanómetros. Se encontró que estas partículas finas incluían carbonitruros de niobio, lo que indica que el reforzamiento puede atribuirse al endurecimiento por envejecimiento por las partículas finas de carbonitruro de niobio.

La microestructura del producto de acero micro aleado endurecido por envejecimiento puede tener partículas de carbonitruro de niobio, con un tamaño de partícula promedio de 10 nanómetros y menos. La microestructura del producto de acero endurecido por envejecimiento puede no tener sustancialmente partículas de carbonitruro de niobio mayores de 50 nanómetros. Se inspeccionaron muestras del presente acero con niobio mediante el uso de la evaluación TEM, y porciones de la microestructura no tenían una cantidad medible de partículas de carbonitruro de niobio.

Creemos que la relación resistencia/alargamiento mejorada en el presente acero endurecido por envejecimiento puede deberse a que porciones de la microestructura están sustancialmente libres de partículas de más de 5 nanómetros de tamaño, o "zonas libres de precipitados" y nano-conglomerados. El desarrollo de zonas libres de precipitados en las proximidades de los límites de los granos puede influir en la relación de resistencia y elongación por tracción al proporcionar regiones de dureza reducida adyacentes a los límites de los granos. Se ha informado que la relajación de las concentraciones de estrés en las zonas libres de precipitados mejora la resistencia y el alargamiento. Los efectos beneficiosos de las zonas libres de precipitados sobre el alargamiento y la resistencia pueden aparecer en circunstancias en las que las zonas libres de precipitados son estrechas y el tamaño de los precipitados en el límite del grano es pequeño.

En el presente acero, las adiciones de elementos pueden proporcionar un mayor alargamiento con una mayor resistencia después del endurecimiento por envejecimiento produciendo un menor ancho de la zona libre de precipitados y un menor cambio de dureza que en los aceros de niobio producidos convencionalmente. Debido a la dispersión más uniforme de los elementos en los aceros solidificados rápidamente, la cinética del endurecimiento por envejecimiento puede retrasarse para expandir de manera efectiva la ventana de tiempo-temperatura sobre la cual la formación de nano-conglomerados puede controlarse de manera estable. Los nano-conglomerados de elementos pueden proporcionar reforzamiento en las primeras etapas del endurecimiento por envejecimiento. El reforzamiento del conglomerado puede deberse a la energía adicional necesaria para que las dislocaciones corten el límite difuso del grupo de especies de solutos. Los conglomerados pueden proporcionar un reforzamiento sustancial sin reducir la ductilidad porque sus límites elásticamente suaves no inhiben severamente el movimiento de dislocación ni provocan acumulaciones en la manera en que lo hacen las partículas normales de la segunda fase.

En los presentes aceros, una distribución más uniforme de los elementos permanece en solución sólida durante la rápida solidificación del acero. En contraste con los aceros de niobio y vanadio producidos convencionalmente anteriormente, la microestructura del acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado comprende bainita y ferrita acicular con más del 70 % de niobio y/o vanadio que quedan en solución sólida y sustancialmente ninguna partícula de carbonitruro de niobio mayor de 50 nanómetros. Alternativamente, la microestructura del acero laminado en caliente y posteriormente enrollado y enfriado puede comprender bainita y ferrita acicular con más del 80 % de adición de niobio y/o vanadio restante en solución sólida, y alternativamente puede tener más del 90 % restante en solución sólida.

Los elementos permanecen atrapados en solución en el enrollado laminado en caliente y no precipitan si la temperatura de enrollado es inferior a unos 650 °C. La formación se retarda eficazmente porque las asociaciones previas de átomos (tales como en forma de partículas) que ocurren normalmente en la fundición convencional de láminas y el recalentamiento para laminación de tiras en caliente se evitan en el presente proceso. Por tanto, el aumento de resistencia observado que se produce en los enrollados laminados en caliente puede atribuirse en gran medida a la templabilidad y a los efectos de endurecimiento de la solución sólida.

La formación de partículas de carbonitruro se puede activar durante el tratamiento térmico. Adicionalmente, durante el endurecimiento por envejecimiento, los grupos de pre-precipitación y las partículas más finas son estables durante un intervalo extendido de tiempo y temperatura debido a la cantidad significativa de niobio y/o vanadio en solución sólida antes del endurecimiento por envejecimiento. Las zonas libres de precipitados que se forman cerca de los límites de los granos como un fenómeno de precipitación normal, son más estrechas y contienen nanoconglomerados más uniformemente dispersos y precipitados más finos que los aceros producidos convencionalmente. Por tanto, los cambios de dureza en las zonas libres de precipitados con respecto al interior del grano son relativamente pequeños para los presentes aceros. Creemos que las zonas libres de precipitados más estrechas y los pequeños cambios de dureza a través de las zonas libres de precipitados reducen las concentraciones de tensión en las zonas libres de precipitados y reducen la formación de micro fisuras por deformación preferencial en las zonas libres de precipitados. Creemos que el reforzamiento de los conglomerados puede caracterizarse por un aumento de la resistencia sin un deterioro de la ductilidad, ya que no se produce acumulación de dislocaciones en los conglomerados. Se cree que la combinación de zonas estrechas libres de precipitados y mecanismos de reforzamiento de conglomerados conduce a zonas libres de precipitados de los presentes aceros. Esto da como resultado un alargamiento mejorado porque las fisuras son más difíciles de iniciar y están menos limitadas a la región de la zona libre de precipitado en el límite del grano. Además, los nanoconglomerados pueden coexistir con partículas distintas dentro de las regiones interiores del grano a lo largo de ciertas combinaciones de temperatura/tiempo de recocido.

Puede usarse un horno de recocido para realizar el endurecimiento por envejecimiento, que no es un enfoque de reforzamiento actual para procesar tales productos. La condición de recocido puede ser un ciclo de recocido continuo con una temperatura máxima de al menos 650 °C y menos de 800 °C y mejor de 675 °C a 750 °C. Alternativamente, el reforzamiento se puede lograr en un entorno de producción mediante el uso de un ciclo muy corto de endurecimiento por envejecimiento disponible con hornos de recocido convencionales incorporados en líneas continuas de galvanizado. Los niveles de resistencia final registrados en las pruebas de planta a gran escala fueron similares a los producidos con los tratamientos térmicos de laboratorio de los respectivos aceros.

Se contemplan resultados similares con niobio entre aproximadamente 0,01 % y aproximadamente 0,20 %, así como también con titanio entre aproximadamente 0,01 % y aproximadamente 0,20 %, molibdeno entre aproximadamente 0,05 % y aproximadamente 0,50 % y vanadio entre aproximadamente 0,01 % y aproximadamente 0,20 % (los productos que incluyen Ti y/o Mo y elementos de aleación deliberados quedan fuera del alcance de la presente invención).

La composición del presente acero que usa vanadio se muestra como acero H en la Tabla 2. El límite de elasticidad del acero H se muestra en la Figura 23. El acero al vanadio se produjo con dos temperaturas de enrollado diferentes y posteriormente se envejeció durante 20 minutos a 650 °C y 700 °C para inducir el endurecimiento por vanadio en solución sólida. Los resultados muestran que se logró un reforzamiento significativo a partir de estas condiciones de tratamiento térmico. El incremento de reforzamiento fue ligeramente mayor para el material producido con la temperatura de enrollamiento más alta, lo que puede deberse a los efectos de procesos opuestos de endurecimiento por precipitación y ablandamiento micro estructural. El incremento de reforzamiento realizado con el material producido a la temperatura de enrollado más baja fue del mismo orden que el logrado con el acero al 0,026 % Nb. El límite de elasticidad del acero H en condiciones de galvanizado y laminado en caliente se presenta en la Figura 24. Las Figuras 23 y 24 indican que el acero al vanadio logró niveles de resistencia más altos que el acero a base de carbono simple, a pesar de que se produjo mediante el uso de temperaturas de enrollado más altas. En las muestras mostradas en la Figura 24, la temperatura de enrollado del acero H fue de 570 °C, y la temperatura de enrollado del acero base fue inferior a 500 °C.

También se muestra en la Figura 24, que se realizó un aumento de resistencia en el acero al vanadio a partir de un endurecimiento por envejecimiento mediante el uso de los hornos de recocido en una línea de galvanizado continua, pero el aumento de resistencia fue menor que el obtenido con un contenido de niobio equivalente. El límite de elasticidad de la muestra de la Figura 24 en la línea de galvanizado fue de aproximadamente 450 MPa en estado galvanizado, que está en el orden logrado con los tratamientos térmicos de laboratorio a más largo plazo que se muestran en la Figura 23. La resistencia del acero al vanadio puede ser más sensible a la temperatura de enrollado que la de los aceros al niobio.

Esta delgada tira moldeada permite la producción de nuevos tipos de productos de acero, que incluyen:

1. Una tira galvanizada de alta resistencia y calibre ligero que usa una microestructura que tiene bainita como componente principal y endurecimiento por envejecimiento durante el proceso de galvanizado. La sección de recocido de la línea de galvanizado se puede usar para inducir el endurecimiento por envejecimiento del niobio y/o vanadio de la tira delgada moldeada que se ha laminado en caliente.

2. Una tira sin recubrimiento de alta resistencia, calibre ligero que usa una microestructura que es mayoritariamente bainita y endurecida por envejecimiento durante el procesamiento en una línea de recocido continuo. El horno de alta temperatura del recocido continuo convencional puede usarse para inducir la activación de los elementos de niobio y vanadio retenidos en solución sólida por la microestructura de bainita después del laminado en caliente de la tira delgada moldeada.

3. Un producto de tira moldeada laminada en caliente de alta resistencia, calibre ligero, donde los niveles de resistencia son insensibles al grado de reducción de laminación en caliente aplicado. La microestructura bainítica produce un producto de resistencia relativamente alta (YS > 380 MPa (~55 ksi)). La supresión de la recristalización de austenita durante o después del laminado en caliente puede proporcionar niveles de resistencia final insensibles al grado de reducción del laminado en caliente. Los niveles finales de resistencia serán consistentes en una variedad de grosores que se pueden producir por medio de un proceso de moldeado de tira delgada.

Claims (10)

REIVINDICACIONES

1. Un producto de acero endurecido por envejecimiento en forma de una tira delgada de acero moldeado que tiene un grosor inferior a 3,0 mm que comprende, en peso, menos de 0,25 % de carbono, entre 0,20 y 2,0 % de manganeso, entre 0,05 y 0,50 % de silicio, menos de 0,01 % de aluminio, al menos un elemento del grupo que consiste de niobio entre 0,01 % y 0,20 %, vanadio entre 0,01 % y 0,20 %, y una mezcla de los mismos, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y teniendo la mayor parte de la microestructura compuesta por bainita y ferrita acicular, por lo que, después del endurecimiento por envejecimiento a un intervalo de temperatura de endurecimiento por envejecimiento de entre 550 °C y 800 °C, el producto de acero tiene un alargamiento total de al menos 6 %, un límite de elasticidad de al menos 340 MPa y una resistencia a la tracción de al menos 410 MPa.

2. Un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con la reivindicación 1, en donde el niobio es inferior al 0,1 %.

3. Un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en donde el producto de acero es una tira delgada de acero moldeado que tiene un grosor inferior a 2,5 mm.

4. Un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que tiene partículas finas de óxido de silicio y de hierro distribuidas a través de la microestructura de acero que tienen un tamaño de partícula promedio inferior a 50 nanómetros.

5. Un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que comprende partículas de carbonitruro de niobio con un tamaño de partícula promedio de 10 nanómetros y menos.

6. Un producto de acero endurecido por envejecimiento de acuerdo con la reivindicación 5, en donde el producto de acero endurecido por envejecimiento no tiene partículas de carbonitruro de niobio mayores de 50 nanómetros.

7. Un método para preparar una tira delgada de acero moldeado que tiene un grosor inferior a 3,0 mm que comprende las etapas de:

ensamblar una máquina de moldeo de rodillos enfriada internamente que tiene rodillos de moldeo colocados lateralmente que forman una línea de contacto entre ellos, y que forman un depósito de moldeo de acero fundido soportado en los rodillos de moldeo sobre la línea de contacto y confinado junto a los extremos de los rodillos de moldeo por presas laterales,

contrarrotar los rodillos de moldeo para solidificar las carcasas metálicas en los rodillos de moldeo a medida que los rodillos de moldeo se mueven a través del depósito de moldeo; y

formar a partir de las carcasas metálicas hacia abajo a través de la línea de contacto entre los rodillos de moldeo una tira de acero; y

enfriar la tira de acero a una velocidad de al menos 10 °C por segundo para proporcionar una composición que comprende en peso, menos del 0,25 % de carbono, entre el 0,20 y el 2,0 % de manganeso, entre el 0,05 y el 0,50 % de silicio, menos del 0,01 % de aluminio, y al menos un elemento del grupo que consiste en niobio entre 0,01 % y 0,20 %, vanadio entre 0,01 % y 0,20 %, y una mezcla de los mismos, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y que tiene la mayor parte de la microestructura compuesta por bainita y ferrita acicular y que tiene más del 70 % de niobio y/o vanadio en solución sólida,

endurecer por envejecimiento la tira de acero a una temperatura entre 550 °C y 800 °C, de manera que la tira de acero endurecida por envejecimiento tenga un alargamiento total de al menos el 6 %, un límite de elasticidad de al menos 340 MPa y una resistencia a la tracción de al menos 410 MPa.

8. Un método de acuerdo con la reivindicación 7, en donde la tira de acero se endurece por envejecimiento a una temperatura entre 625 °C y 800 °C.

9. Un método para preparar una tira delgada de acero moldeado de acuerdo con la reivindicación 8, que comprende además las etapas de:

laminar en caliente la tira de acero; y

enrollar la tira de acero laminada en caliente a una temperatura inferior a 750 °C.

10. Un método de acuerdo con la reivindicación 9, en donde la tira de acero laminada en caliente se enrolla a una temperatura inferior a 700 °C.