ES2906276T3 - Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo - Google Patents

Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo Download PDF

Info

Publication number
ES2906276T3
ES2906276T3 ES18702129T ES18702129T ES2906276T3 ES 2906276 T3 ES2906276 T3 ES 2906276T3 ES 18702129 T ES18702129 T ES 18702129T ES 18702129 T ES18702129 T ES 18702129T ES 2906276 T3 ES2906276 T3 ES 2906276T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
content
steel
flat steel
complex phase
steel product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES18702129T
Other languages
English (en)
Inventor
Thorsten Rösler
Liuyi Zhang
Jörg Mertens
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG, ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Application granted granted Critical
Publication of ES2906276T3 publication Critical patent/ES2906276T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Producto plano de acero laminado en caliente fabricado a partir de un acero de fase compleja, - en donde el producto plano de acero presenta un ensanchamiento de orificios de al menos el 60 %, un límite de dilatación Rp0,2 de al menos 660 MPa, una resistencia a la tracción Rm de al menos 760 MPa y un alargamiento de rotura A80 de al menos el 10 %, - en el que el acero de fase compleja está constituido por (en % en peso) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, Al: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15 %, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: menos del 0,02 %, S: menos del 0,005 % Cu: hasta el 0,1 %, Mg: hasta el 0,0005 %, O: hasta el 0,01 %, en cada caso opcionalmente un elemento o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " con la siguiente condición Ni: hasta el 1%, B: hasta el 0,005%, V: hasta el 0,3 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, Zr, Ta, W: en total hasta el 2 %, REM: 0,0005 - 0,05 %, Co: hasta el 1 %, y, como resto, por hierro e impurezas inevitables de manera condicionada por la fabricación, - en donde los contenidos del acero de fase compleja de Ti, Nb, N, C y S cumplen las siguientes condiciones: (1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S (2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S con %Ti: respectivo contenido de Ti, %Nb: respectivo contenido de Nb, %N: respectivo contenido de N, %C: respectivo contenido de C, %S: respectivo contenido de S, en donde %S puede ser también "0", y - en donde la estructura del producto plano de acero está constituida por al menos el 80 % en superficie de bainita, por menos del 15 % en superficie de ferrita, por menos del 15 % en superficie de martensita, por menos del 5 % en superficie de cementita y por menos del 5 % en volumen de austenita residual.

Description

DESCRIPCIÓN
Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo La invención se refiere a un producto plano de acero laminado en caliente, que está constituido por un acero de fase compleja con una estructura predominantemente bainítica y dispone de propiedades mecánicas superiores, excelente idoneidad de soldadura así como una buena conformabilidad, que se manifiesta en una capacidad de ensanchamiento de orificios optimizada.
Además, la invención se refiere a un procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de acuerdo con la invención.
Cuando en el presente texto se hacen indicaciones con respecto a contenidos de aleación de los elementos individuales en el acero de acuerdo con la invención, se refieren estas siempre al peso (indicación en % en peso), siempre que no se indique lo contrario. Las indicaciones realizadas con respecto a las proporciones de la estructura de un acero de acuerdo con la invención se refieren en el presente texto, por el contrario, a la proporción que ocupa la respectiva parte constituyente de estructura en una superficie de corte de un producto generado a partir del acero de acuerdo con la invención (indicación en % en superficie), siempre y cuando no se indique otra cosa.
En el caso de los productos planos de acero de acuerdo con la invención se trata de productos laminados tal como bandas de acero, chapas de acero o recortes obtenidos de las mismas y pletinas, cuyo espesor es esencialmente más bajo que su anchura y longitud.
Por el documento EP 1636 392 B1 se conoce una chapa de acero laminada en caliente, altamente resistente con una estructura predominantemente bainítica o ferrítica, que debe tener una conformabilidad superior. A este respecto, en el sentido de este estado de la técnica se consideran altamente resistentes aquellas chapas de acero que tienen una resistencia a la tracción de al menos 440 MPa. Una chapa de acero proporcionada de manera correspondiente debe estar constituida, además de hierro e impurezas inevitables, por (en % en peso) C: 0,01 -0,2 %, Si: 0,001 - 2,5 %, Mn: 0,01 - 2,5 %, P: hasta el 0,2%, S: hasta el 0,03%, Al: 0,01 - 2 %, N: hasta el 0,01 % y O: hasta el 0,01 %, pudiendo contener el acero adicionalmente de manera opcional en total del 0,001 - 0,8 % en peso de Nb, Ti o V así como B: hasta el 0,01 %, Mo: hasta el 1 %, Cr: hasta el 1 %, Cu: hasta el 2 %, Ni: hasta el 1%, Sn: hasta el 0,2%, Co: hasta el 2 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, Rem: 0,001 - 0,05%, Mg: 0,0001 - 0,05 %, Ta: 0,0001 - 0,05 %.
Además, por el documento WO 2016/005780A1 se conoce un producto plano de acero laminado en caliente, que presenta un límite de dilatación de más de 680 MPa y hasta 840 MPa, una resistencia de 780 - 950 MPa, un alargamiento de rotura de más del 10 % y un ensanchamiento de orificios de al menos el 45 %. A este respecto, el producto plano de acero está constituido por un acero, que contiene (en % en peso) del 0,04 - 0,08% de C, del 1,2 -1,9 % de Mn, del 0,1 - 0,3% de Si, del 0,07 - 0,125% de Ti, del 0,05 - 0,35 % de Mo, del 0,15 % - 0,6 %, en el caso de que el contenido de Mo ascienda a del 0,05 - 0,11 %, o del 0,10 - 0,6 % de Cr, en el caso de que el contenido de Mo ascienda a del 0,11 - 0,35 %, hasta el 0,045%, hasta el 0,005-0,1 % de Al, del 0,002 % - 0,01 % de N, hasta el 0,004 % de S, hasta el 0,020 % de P así como opcionalmente del 0,001 - 0,2 % de V, el resto hierro e impurezas inevitables. La estructura del producto plano de acero contiene más del 70 % en superficie de bainita granular y menos del 20 % en superficie de ferrita, estando constituido el resto de la estructura por bainita inferior, martensita así como austenita residual y la suma de la proporción de martensita y austenita residual asciende a menos del 5 %. Aparte de la condición de que en el caso de la bainita contenida en la estructura debe tratarse de bainita granular, que se diferencia de la denominada superior e inferior, no se hacen indicaciones adicionales a este respecto sin embargo al tipo y naturaleza en la que debe encontrarse la bainita, para garantizar un perfil de propiedades optimizado, en particular en cuanto al comportamiento de ensanchamiento de orificios. Se desaconsejan además contenidos en Nb más altos, ya que estos empeorarán el comportamiento de ensanchamiento de orificios.
Una resistencia creciente de aceros va acompañada por regla general de una conformabilidad reducida, representando un criterio de la capacidad de deformación la sensibilidad a la rotura de cantos. Formaciones de valonas, perforaciones u orificios de descarga son ejemplos de cantos moldeados, en particular estampados o cortados, en productos planos de acero o piezas de construcción moldeadas a partir de estos, que se conforman posteriormente de manera distinta y se cargan en el uso práctico. Si se exponen a altas cargas tales cantos en el uso práctico del respectivo producto plano de acero o la pieza de construcción moldeada a partir del mismo, pueden partir de los cantos grietas, que conducen finalmente al fallo de la pieza de construcción.
Un ejemplo típico de piezas de construcción de chapa, en las que la sensibilidad a la rotura de cantos es de especial importancia, son piezas de construcción de carrocería o de estructura de vehículos. En estas piezas de construcción se han cortado aberturas, escotaduras o similares, para adecuarse a la respectiva función asignada a la pieza de construcción o a los requerimientos en la construcción ligera. En el funcionamiento de conducción están expuestas las piezas de construcción a altas cargas variables desde el punto de vista dinámico, tal como se producen por ejemplo en un automóvil, que circula en un recorrido malo y a este respecto está expuesto a cargas por choques masivas. Los estudios prácticos muestran que a este respecto se producen siempre de nuevo daños como consecuencia de las grietas, que parten de un canto de corte de la pieza de construcción.
Dado que la complejidad de la forma de construcciones fabricadas a partir de aceros del tipo en cuestión en este caso aumenta y se plantean requerimientos cada vez más altos a la resistencia de los aceros, existe una necesidad de materiales de acero que presenten no solo resistencias maximizadas, sino también una baja tendencia a la rotura de cantos. Como medida de la tendencia a la rotura de cantos se recurre habitualmente a la capacidad de ensanchamiento de orificios determinada de acuerdo con la norma ISO 16630:2009. A este respecto se seleccionan, para la reproducción similar a la realidad, las condiciones de estudio dentro de los amplios márgenes permitidos de acuerdo con la norma de modo que reflejen las exigencias máximas a la capacidad de ensanchamiento de orificios.
En este contexto del estado de la técnica, el objetivo consistía en desarrollar un producto plano de acero que tuviera a través de un amplio espectro de temperatura una sensibilidad a la rotura de cantos minimizada y estuviera constituido por un acero que está compuesto de elementos de aleación a ser posible económicos y muestra una buena idoneidad para la soldadura con procedimientos de soldadura habituales.
Además, debía indicarse un procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo.
Con respecto al producto plano de acero, la invención ha conseguido este objetivo por que un producto plano de acero de este tipo está configurado de acuerdo con la reivindicación 1.
Un procedimiento que consigue de acuerdo con la invención el objetivo mencionado anteriormente se ha indicado en la reivindicación 10.
Configuraciones ventajosas de la invención están indicadas en las reivindicaciones dependientes y se explican, como la idea general de la invención, en detalle a continuación.
Un producto plano de acero laminado en caliente, de acuerdo con la invención se fabrica de acuerdo con esto a partir de un acero de fase compleja, designado en el lenguaje técnico también como "acero CP", y presenta en el estado de acuerdo con la invención un ensanchamiento de orificios determinado de acuerdo con la norma ISO 16630:2009 de al menos el 60 % así como, en cada caso determinado según la norma DIN EN ISO 6892-1:2014, un límite de dilatación Rp0,2 de al menos 660 MPa, una resistencia a la tracción Rm de al menos 760 MPa y un alargamiento de rotura A80 de al menos el 10 %.
El acero de fase compleja de un producto plano de acero laminado en caliente de acuerdo con la invención está constituido para ello de acuerdo con la invención por (en % en peso)
C: 0,01 -0,1%,
Si: 0,1 -0,45%,
Mn: 1 - 2,5 %,
Al: 0,005 - 0,05 %,
Cr: 0,5 - 1 %,
Mo: 0,05 -0,15%,
Nb: 0,045 -0,1 %,
Ti: 0,05 - 0,2 %,
N: 0,001 - 0,009 %,
P: menos del 0,02 %,
S: menos del 0,005 %
Cu: hasta el 0,1 %,
Mg: hasta el 0,0005 %,
O: hasta el 0,01 %,
en cada caso opcionalmente por un elemento o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " con la siguiente condición
Ni: hasta el 1%,
B: hasta el 0,005%,
V: hasta el 0,3 %,
Ca: 0,0005 - 0,005 %,
Zr, Ta, W: en total hasta el 2 %,
REM: 0,0005 -0,05 %,
Co: hasta el 1 %,
y como resto por hierro e impurezas inevitables de manera condicionada por la fabricación,
en el que los contenidos del acero de fase compleja en Ti, Nb, N, C y S cumplen las siguientes condiciones:
(1) %Ti > (48/14) %N (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C (45/14) %N (45/32) %S
con %Ti: respectivo contenido de Ti,
%Nb: respectivo contenido de Nb,
%N: respectivo contenido de N,
%C: respectivo contenido de C,
%S: respectivo contenido de S, en el que %S puede ser también "0".
Al mismo tiempo, la estructura de un producto plano de acero laminado en caliente de acuerdo con la invención está constituida por al menos el 80 % en superficie de bainita, por menos del 15 % en superficie de ferrita, por menos del 15 % en superficie de martensita, por menos del 5 % en superficie de cementita y por menos del 5 % en volumen de austenita residual. El resto de la estructura puede ocuparse lógicamente por aquellas fases no mencionadas en el presente documento, sin embargo existentes de manera técnicamente inevitable, que se encuentran en proporciones tan bajas que no tienen efecto sobre las propiedades del producto plano de acero proporcionado de acuerdo con la invención.
Tal como se ha mencionado anteriormente, se determinan las partes constituyentes, indicadas en % en superficie, de la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención de manera en sí conocida por medio de microscopía óptica. Para ello se observan muestras metalográficas transversales. En la práctica puede procederse entonces para la determinación de las proporciones en superficie de las respectivas fases de estructura "bainita", "ferrita", "martensita" y "cementita" por ejemplo tal como sigue:
Las muestras metalográficas transversales se toman en cada caso en el inicio y final, con respecto a la dirección de laminación en caliente, del producto plano de acero en cinco posiciones distribuidas por la anchura del producto plano de acero y concretamente de una zona de borde que está separada 10 cm del canto izquierdo del producto plano de acero, de una zona del producto plano de acero que está dispuesta a una distancia con respecto al borde izquierdo, que se corresponde con un cuarto de la anchura del producto plano de acero, de la zona del centro (mitad de anchura) del producto plano de acero, de una zona del producto plano de acero que está dispuesta a una distancia con respecto al canto derecho del producto plano de acero, que se corresponde con un cuarto de la anchura del producto plano de acero y de una zona de borde que está dispuesta alejada aproximadamente 10 cm del canto derecho del producto plano de acero. A través del espesor de banda se someten a estudio las muestras metalográficas en la capa de núcleo, con espesor de chapa de 1/3 y en ambas superficies. Para el estudio mediante microscopía óptica se pulen las muestras metalográficas y se decapan con ácido HNO3 al 1 %. En cada capa se realizan tres registros con un aumento de 1000 veces. El recorte de imagen evaluado asciende por ejemplo a 46 pm x 34,5 pm. Los resultados determinados en las muestras de todos los recortes de imagen se promedian aritméticamente.
La proporción de austenita residual indicada en % en volumen se determina por medio de difracción de rayos X (xray diffraction "XRD") de acuerdo con la norma DIN EN 13925.
Un producto plano de acero de acuerdo con la invención se caracteriza por un ensanchamiento de orificios de al menos el 60 %, consiguiéndose regularmente ensanchamientos de orificios de al menos el 80 %. Los ensanchamientos de orificios de productos planos de acero de acuerdo con la invención se determinan en el contexto del modo de proceder predeterminado mediante la norma ISO 16630:2009 con consideración de las siguientes condiciones: Se usa un punzón de prueba con un diámetro de 50 mm. El ángulo de la punta del punzón de prueba asciende a 60°. El diámetro interior de la matriz de prueba asciende a 40 mm. El radio de la matriz de prueba asciende a 5 mm. El diámetro del sujetador asciende a 55 mm. El punzonamiento de los orificios se realiza con una velocidad de punzonamiento de 4 mm/s sin lubricante adicional. La fuerza del sujetador durante el punzonamiento de los orificios asciende a 50 /- 5 MPa. La presión del sujetador aplicada durante el ensayo de ensanchamiento de orificios entre el sujetador y la matriz de prueba asciende sin lubricante adicional igualmente a 50 /- 5 MPa. La temperatura de prueba asciende a 20 °C. La velocidad del punzón asciende a 1 mm/s. Se someten a estudio muestras de una banda de acero laminada en caliente. Las muestras proceden en cada caso del inicio de la banda y del final de la banda. Estas se toman de la zona de borde izquierda y derecha de la banda de acero, de una zona que está dispuesta a una distancia, que se corresponde con un cuarto de la anchura de banda, del borde izquierdo de la banda de acero, de una zona que está dispuesta a una distancia, que se corresponde con un cuarto de la anchura de banda, del borde derecho de la banda de acero, y de la zona del centro de la banda. Por ensayo se someten a prueba dos muestras por posición (borde izquierdo, cuarto izquierdo de la anchura de banda, centro de la banda, cuarto derecho de la anchura de banda, zona de borde derecha). Los resultados de todas las muestras de una banda se promedian aritméticamente.
Al mismo tiempo, un producto plano de acero compuesto de acuerdo con la invención tiene un límite de dilatación Rp0,2 de al menos 660 MPa, normalmente de 660 - 830 MPa, una resistencia a la tracción Rm de al menos 760 MPa y un alargamiento de rotura A80 de al menos el 10 % (en cada caso determinado de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6893-1:2014), sin que muestre un límite de fluencia marcado.
A este respecto, el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención presenta valores de energía absorbida durante el choque altos determinados de acuerdo con la norma DIN EN ISO 148 en la actual versión, que se corresponden con una curva AK-T del tipo II de al menos 27J a temperaturas de prueba de hasta -80 °C, de modo que su tenacidad y la sensibilidad a rotura de cantos caracterizada por los altos valores de ensanchamiento de orificios se conservan también a temperaturas bajas.
La estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención está constituida en al menos el 80 % en superficie por bainita, resultando especialmente ventajosa una estructura completamente bainítica en el sentido técnico en cuanto a la combinación de propiedades pretendida de un acero de acuerdo con la invención. De manera correspondiente a esto son lo más bajas posible de manera óptima las proporciones de otras partes constituyentes de estructura, en particular también las proporciones de ferrita y martensita.
Con contenido de ferrita creciente se desarrollaría además un límite de fluencia marcado. Por este motivo la invención prevé que la proporción de ferrita en la estructura del producto plano de acero de acuerdo con la invención se mantenga baja, en todo caso debe encontrarse por debajo del 15 % en superficie, en particular por debajo del 10 % en superficie o, de manera óptima, por debajo del 5 % en superficie.
De igual manera asciende la proporción de martensita en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención a menos del 15 % en superficie, en particular a menos del 10 % en superficie o, de manera óptima, se encuentra esta por debajo del 5 % en superficie.
La invención parte en este sentido del conocimiento de que tiene especial importancia la proporción total que tiene bainita en la estructura del producto plano de acero de acuerdo con la invención, y la naturaleza de la bainita en cuanto a la adaptación optimizada pretendida de las propiedades mecánicas, en particular de los altos valores de ensanchamiento de orificios, que consigue un producto plano de acero de acuerdo con la invención.
La composición microestructural de bainitas es muy compleja. De manera muy simplificada puede decirse que la bainita es una mezcla de estructuras no lamelar de ferrita con alto contenido de dislocaciones y carburos. Además pueden estar presentes aún otras fases tal como austenita residual, martensita o perlita. La conversión bainítica comienza en sitios de germen en la estructura, por ejemplo los límites de grano de austenita. Desde el punto inicial crecen placas ferríticas, las denominadas "sub-unidades", en el interior de la austenita, que están constituidas por bainita ferrítica con alto contenido de dislocaciones con como máximo el 0,03 % en peso de C disuelto. Estas se construyen además en orientación del grano de austenita casi de manera paralela unas con respecto a otras y forman así los denominados "manojos", o sea "haces" o "paquetes". Las sub-unidades están separadas una de otra únicamente mediante límites de grano de ángulo pequeño, en los que pueden encontrarse también carburos, sin embargo no contienen las mismas ningún carburo. Por el contrario, los manojos crecen dentro del grano de austenita además hasta que alcanzan un impedimento o chocan unos con otros. Por tanto existen numerosos manojos dentro de un grano de austenita anterior, que presentan muchos límites de grano de ángulo grande con un ángulo >45° uno con respecto a otro. Un número lo más grande posible de los límites de grano de ángulo grande entre los manojos es ventajoso para la obtención de una buena estabilidad frente a la rotura de cantos, dado que estos sirven como impedimentos para la formación y extensión de microgrietas.
Con una conversión isotérmica en el laboratorio forman los manojos generalmente una forma alargada de manera marcada. Durante el enfriamiento continuo relevante para la práctica en la bobina se produce por el contrario una denominada bainita "granular". En esta forma de bainita están los manojos en forma de placas.
Debido a estas particularidades de estructura es especialmente difícil la definición de una "estructura fina" con estructuras bainíticas del tipo de acuerdo con la invención. Para ello no existe un patrón. Una posibilidad de determinación de la finura de una estructura bainítica la podría representar la medición del espesor de los granos de austenita "aplastados" anteriores, que puede determinarse por medio de EBSD ("EBSD" = Electron BackScatter Diffraction = difracción de electrones por retrodispersión). Generalmente puede partirse de que el número de los manojos crece con límite de grano de austenita decreciente, es decir los manojos son más pequeños y con ello la estructura es más fina.
Un límite de fluencia marcado con el denominado alargamiento de Lüders falta en un producto plano de acero de acuerdo con la invención debido a sus estructuras bainíticas. Debido a la baja longitud de trayectoria libre promedio (mean free path), en el caso de la estructura predominantemente bainítica de un producto plano de acero de acuerdo con la invención, de las dislocaciones de aproximadamente el doble de la anchura del manojo no puede establecerse ninguna acción recíproca en forma de un frente de dislocación, con el que se verían influidas de manera dinámica las dislocaciones y los átomos extraños mediante formación de las denominadas "nubes de Cotrell" mutuamente y conducirían al mencionado alargamiento de Lüders.
Mediante la falta de un límite de fluencia marcado se garantiza un comportamiento óptimo del producto plano de acero de acuerdo con la invención durante la conformación, tal como por ejemplo durante el moldeado de tubos o pasos. A continuación se explican en particular las influencias de las partes constituyentes de aleación de un acero de fase compleja compuesto de acuerdo con la invención. En el caso de los elementos de aleación, para cuyo contenido se indica en cada caso solo un límite superior, puede ser el contenido del respectivo elemento de aleación en cada caso también igual a "0", o sea puede encontrarse por ejemplo en el intervalo del límite de detección o por debajo de este o puede ser al menos tan bajo que el elemento de aleación no tenga ningún tipo de acción en el sentido técnico con respecto al espectro de propiedades del acero de acuerdo con la invención.
En el acero de fase compleja de acuerdo con la invención, los contenidos en carbono "C" del 0,01 - 0,1 % en peso garantizan que en la estructura del acero de acuerdo con la invención están presentes contenidos en bainita de al menos el 80 % en superficie. Al mismo tiempo garantizan estos contenidos en C una resistencia suficiente de la bainita. A este respecto es necesario al menos el 0,01 % en peso de C, para formar carburos y carbonitruros durante una laminación termomecánica en presencia de agentes formadores de carburo y carbonitruro adecuados. Igualmente, con contenidos en C de al menos el 0,01 % en peso en el acero de acuerdo con la invención puede reducirse la formación de ferrita preeutectoide en el transcurso de la laminación termomecánica. Pueden aprovecharse de manera especialmente segura los efectos positivos de la presencia de C en el acero de acuerdo con la invención, cuando el contenido de C asciende a al menos el 0,04 % en peso. Contenidos de más del 0,1 % en peso de C conducirían sin embargo a disminución drástica de la tenacidad y acompañando a esto a una peor procesabilidad del acero. Contenidos en C demasiado altos conllevarían además proporciones de ferrita indeseablemente altas en la estructura y también proporciones de austenita residual más grandes indeseables y favorecerían además la formación de carburos indeseablemente gruesos. Acompañando a esto disminuiría también la resistencia a la rotura de cantos. Además, con contenidos en C más altos disminuiría la idoneidad de soldadura. Las posibles influencias negativas de los contenidos en C previstos de acuerdo con la invención pueden evitarse de manera especialmente eficaz por tanto mediante un contenido de C limitado a como máximo el 0,06 % en peso del acero de fase compleja de acuerdo con la invención.
El silicio "Si" está contenido en el acero de fase compleja de acuerdo con la invención en contenidos del 0,1 - 0,45 % en peso, para retrasar la formación de carburos. Mediante la dislocación de la segregación conseguida como consecuencia de la presencia de Si en el acero de fase compleja de acuerdo con la invención a temperatura más baja se consiguen carburos más finos. Esto contribuye a la optimización de la conformabilidad del acero de acuerdo con la invención. El Si, en los contenidos previstos de acuerdo con la invención, contribuye además al aumento de la resistencia mediante endurecimiento del cristal mixto. Para ello son necesarios contenidos en Si de al menos el 0,1 % en peso, de manera óptima de al menos el 0,2 % en peso. En el caso de contenidos el Si que se encuentran por encima del 0,45 % en peso existiría el riesgo de la segregación en la proximidad a la superficie. Estas segregaciones provocarían no solo defectos de superficie y disminuirían la idoneidad de soldadura, sino que empeoraría también la idoneidad de productos fabricados a partir del acero de acuerdo con la invención, en particular productos planos de acero, tal como chapas o bandas, para el revestimiento con una capa de protección metálica, en particular una capa de protección a base de Zn, por ejemplo mediante revestimiento por inmersión en fundido o revestimiento electrolítico. Para evitar efectos negativos de la presencia de Si en el acero de acuerdo con la invención de manera especialmente segura, puede limitarse el contenido de Si a como máximo el 0,3 % en peso.
El manganeso "Mn" está contenido en el acero de fase compleja de acuerdo con la invención en contenidos del 1 -2,5 % en peso. El Mn provoca una fuerte solidificación del cristal mixto, retrasa como agente formador de austenita la cinética de conversión de austenita en ferrita y contribuye con ello a la reducción de la temperatura de inicio de bainita. Una baja temperatura de inicio de bainita repercute favorablemente en la laminación termodinámica. Formando MnS, el Mn contribuye además a la unión de contenidos de azufre existentes como impureza inevitable desde el punto de vista técnico, en el caso de que para ello no estén presentes cantidades suficientes de otros elementos previstos de acuerdo con la invención para la unión de S, tal como Ti, en la respectiva aleación de acero compuesta de acuerdo con la invención. Mediante la unión de S pueden evitarse grietas en caliente. Estos efectos positivos de Mn pueden aprovecharse en el acero compuesto de acuerdo con la invención en particular cuando el contenido de Mn asciende al menos al 1,7 % en peso. Contenidos en Mn demasiado altos conllevarían sin embargo al riesgo de la formación de segregaciones, que podrían acarrear inhomogeneidades en la distribución de las propiedades del material de acero de acuerdo con la invención. Además, en el caso de contenidos en Mn demasiado altos, se dificultaría la generación y conformación del acero de acuerdo con la invención. Estos efectos negativos pueden evitarse de manera especialmente segura debido a que el contenido de Mn del acero de acuerdo con la invención se limita a como máximo el 1,9 % en peso.
El aluminio "Al" en contenidos del 0,005 - 0,05 % en peso se usa en la generación del acero de acuerdo con la invención para la desoxidación. Para ello pueden ser ventajosos contenidos en Al de al menos el 0,02 % en peso. Contenidos en Al demasiado altos reducirían sin embargo la colabilidad del acero.
El cromo "Cr" retrasa por un lado en forma disuelta la formación de ferrita preeutectoide (retraso de la conversión de fases) a temperaturas más altas. Además se añade Cr en el concepto de aleación de acuerdo con la invención en particular para reducir la difusión de C en la austenita residual durante la conversión bainítica. El Cr forma carburos solo a temperaturas comparativamente bajas, concretamente en el intervalo de temperatura de la conversión bainítica. El carbono disuelto que permanece en la red cristalina, que difundiría normalmente desde las zonas de estructura convertidas hacia las zonas austeníticas, se une por el Cr en gran parte, tan pronto como resulten localmente contenidos en carbono > 0,03 % de C (por ejemplo (Cr, Fe)4 C, (Cr, Fe)7C3). Como consecuencia de esto no puede estabilizarse la austenita mediante enriquecimiento de C. Proporciones más grandes de austenita residual en la estructura del acero de acuerdo con la invención se evitan de ese modo. Otro efecto positivo consiste en que la temperatura de inicio de martensita (temperatura Ms) disminuye. Mediante esto disminuye la probabilidad de que en el transcurso de enfriamiento se convierta la austenita residual de manera martensítica en lugar de bainítica. Por consiguiente se evitan en su mayor parte fases con grandes diferencias de dureza y se reduce la sensibilidad a la rotura de cantos. Para conseguir estos efectos, el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención contiene Cr en contenidos del 0,5 -1 % en peso. A este respecto pueden aprovecharse las acciones positivas del Cr de manera especialmente segura debido a que el contenido de Cr del acero de acuerdo con la invención asciende a al menos el 0,6 % en peso, en particular a al menos el 0,65 % en peso. Los contenidos en Cr de al menos el 0,69 % en peso han resultado en este caso especialmente ventajosos. Repercuten de manera especialmente eficaz contenidos en Cr de hasta el 0,8 % en peso.
El molibdeno "Mo" en contenidos del 0,05 - 0,15 % en peso conduce en el acero de acuerdo con la invención a la formación de carburos o carbonitruros finos. Estos retrasan la recristalización de la austenita en el proceso de laminación en caliente y contribuyen, tal como se explica en particular a continuación, a la afinación de la estructura, elevando estos la temperatura de no recristalización Tnr. Mediante la estructura fina y los carburos finos se consigue un aumento de la resistencia. Este efecto se refuerza adicionalmente mediante la presencia simultánea prevista de acuerdo con la invención de Nb en el acero de acuerdo con la invención. Mo retrasa además todos los procesos de conversión de fases. Este retraso puede durar en tanto que se produzca una separación espacial de las regiones de fases de ferrita-bainita en el diagrama ZTU. Al mismo tiempo, Mo reduce la temperatura de inicio de bainita, es decir la temperatura a partir de la que comienza la formación de bainita.
El Mo impide además la segregación de límites de grano de otros elementos (por ejemplo, fósforo). Para aprovechar estos efectos también en el acero de acuerdo con la invención, asciende el contenido de Mo a al menos el 0,05 % en peso, en particular a al menos el 0,1 % en peso. En el estado de la técnica se aprovechan los efectos positivos de Mo para el ajuste de las propiedades mecánicas altas en cada caso requeridas, tal como una capacidad de ensanchamiento de orificios optimizada. Debido a los altos costes que acompañan a los altos contenidos en Mo, está limitado el contenido de Mo de un acero de acuerdo con la invención sin embargo bajo puntos de vista de costes-utilidades a como máximo el 0,15 % en peso. Al mismo tiempo están ajustados los contenidos en C, Nb y Cr del acero de acuerdo con la invención de modo que a pesar de los contenidos en Mo previstos de acuerdo con la invención comparativamente bajos se consiguen propiedades mecánicas, en particular una alta capacidad de ensanchamiento de orificios, siendo iguales al menos las propiedades de conceptos de aleación conocidos por el estado de la técnica, que se basan en contenidos en Mo altos.
El niobio "Nb" tiene en el acero de acuerdo con la invención acciones comparables como el Mo. El Nb es a este respecto mediante la formación de segregaciones finas uno de los elementos más eficaces para un retraso de la recristalización en altos intervalos de temperatura. Mediante la adición de Nb se ven influidas positivamente las condiciones para la recristalización y la laminación termomecánica. Para conseguir estos efectos han resultado especialmente ventajosos contenidos de al menos el 0,045 % en peso. Los contenidos en Nb de más del 0,1 % en peso debían evitarse, por el contrario, ya que los contenidos en Nb que se encuentran por encima de este límite conducirían a la formación de carburos más gruesos y a la reducción de la idoneidad de soldadura. De manera especialmente eficaz puede aprovecharse la acción de Nb en el acero de acuerdo con la invención, cuando el contenido de Nb está limitado a como máximo el 0,06 % en peso. Ensayos prácticos han mostrado en este caso que con contenidos en Nb del 0,045 - 0,06 % en peso y con presencia simultánea del 0,03 - 0,09 % en peso de C en la estructura del acero de acuerdo con la invención pueden conseguirse partículas de carburo de Nb y carbonitruro de Nb muy finas con un diámetro promedio de 4 - 5 nm.
El titanio "Ti" forma igualmente carburos o carbonitruros finos, que provocan un fuerte aumento de la resistencia. Para este fin contiene el acero de acuerdo con la invención del 0,05 - 0,2 % en peso de Ti, pudiéndose aprovechar de manera especialmente segura la influencia positiva del Ti con contenidos en Ti de al menos el 0,1 % en peso. Con contenidos de más del 0,2 % en peso, por el contrario, está saturado en gran parte el efecto del endurecimiento de partículas. Una actividad óptima a este respecto puede conseguirse debido a que el contenido de Ti se limita a como máximo el 0,13 % en peso.
A este respecto se encuentran en correlación el contenido de Ti y el contenido de N de un acero de acuerdo con la invención. A altas temperaturas se forma inicialmente TiN, cuya presencia puede contribuir igualmente a la mejora de las propiedades mecánicas. El TiN formado inicialmente suprime el crecimiento de grano durante el nuevo calentamiento de los desbastes planos, dado que no tiene lugar ninguna disolución de las partículas.
La buena idoneidad de soldadura del acero de acuerdo con la invención para todos los procedimientos de soldadura habituales está demostrada mediante un equivalente de carbono óptimo a este respecto, que es bajo independientemente de según cual de los métodos conocidos en el estado de la técnica se calcula. Uno de los métodos más habituales para el cálculo del equivalente de carbono está establecido en la ficha de material de acerohierro SEW 088 suplemento 1:1993-10. El equivalente de carbono CET determinado según esto para productos planos de acero de acuerdo con la invención se encuentra regularmente con valores de como máximo el 0,45 %, preferentemente con valores de como máximo el 0,30 %.
Mediante los nitruros de Ti contenidos en el producto plano de acero de acuerdo con la invención como consecuencia de la presencia de Ti y N, que se forman ya en la generación del acero en la masa fundida y no se disuelven en el proceso de soldadura, permanecen los valores característicos mecánicos durante la soldadura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención en la zona del cordón de soldadura y la zona de influencia del calor en un nivel similar que en el caso del material básico. Los nitruros de titanio impiden de manera eficaz un aumento de grano claro y actúan al mismo tiempo como gérmenes para la nueva formación de cristal dentro de la masa fundida.
El tamaño de las partículas de TiN formadas inicialmente depende en particular de la relación de Ti:N. Cuanto mayor sea el valor de la relación de Ti/N más finamente distribuidas se segregan las partículas de TiN a partir de una temperatura de aproximadamente 1300 °C en la solidificación de acero, dado que todos los átomos de N pueden formar con átomos de Ti rápidamente un compuesto. Mediante la distribución fina y el tamaño inicial pequeño de las segregaciones de TiN se impide un crecimiento excesivo de las partículas, que en caso contrario podría producirse como consecuencia de la maduración de Ostwald entre 1300 - 1100 °C durante el enfriamiento de los desbastes planos y periodo de trabajo del horno. Para el fomento de este efecto puede ajustarse la relación %Ti/%N formada por el contenido de Ti %Ti y el contenido de N %N a %Ti/%N>3,42.
El nitrógeno "N" está contenido en el acero de acuerdo con la invención en contenidos del 0,001 - 0,009 % en peso, para permitir la formación de nitruros y carbonitruros. De manera especialmente segura puede conseguirse esta acción con contenidos en N de al menos el 0,003 % en peso. Al mismo tiempo está limitado el contenido de N con como máximo el 0,009 % en peso en el acero de acuerdo con la invención de modo que se eviten en su mayor parte nitruros de Ti gruesos. Para conseguir esto de manera especialmente segura, puede limitarse el contenido de N a como máximo el 0,006 % en peso.
El azufre "S" y el fósforo "P" pertenecen a las partes constituyentes de impurezas indeseadas básicamente de un acero de acuerdo con la invención, sin embargo llegan al acero invevitablemente desde el punto de vista técnico en el transcurso de la fundición. Para una sensibilidad a la rotura de cantos baja con un concepto bainítico es importante, sin embargo, ajustar en particular el contenido de S tan bajo como sea posible. S forma con Mn el compuesto dúctil MnS. Esta fase se extiende durante la laminación en caliente en dirección de la laminación y repercute muy negativamente en la sensibilidad a la rotura de cantos mediante una baja resistencia en comparación con otras fases. Por lo tanto debía ajustarse el contenido de azufre desde el punto de vista metalúrgico secundario tan bajo como fuera posible. Los contenidos previstos de acuerdo con la invención en Ti pueden aprovecharse a este respecto también para la unión de S, dado que Ti con S forma sulfuro de titanio (TiS) o junto con C carbosulfuro de titanio ( T i^ S 2 ). Estos sulfuros presentan una dureza claramente más alta que MnS y apenas se extienden durante la laminación en caliente, de modo que no se encuentran bandas de MnS perjudiciales tras la laminación. Para evitar repercusiones negativas sobre las propiedades del acero de acuerdo con la invención, está limitado de manera correspondiente a esto su contenido de S a como máximo el 0,005 % en peso, en particular como máximo el 0,001 % en peso, y su contenido de P a como máximo el 0,02 % en peso.
A través de la ecuación (1)
%Ti > (48/14) %N (48/32) %S
se encuentran relacionados por lo demás el contenido de Ti %Ti, el contenido de N %N y el contenido de S %S de un acero de acuerdo con la invención uno con respecto a otro de modo que se garantice una formación suficiente de sitios de germen para la conversión bainítica mediante TiN y una finura de grano optimizada tras la soldadura.
Al mismo tiempo están ajustados
el contenido de Nb %Nb, el contenido de C %C, el contenido de N %N y el contenido de S %S de un acero de acuerdo con la invención uno con respecto a otro de modo que se consigue una finura de grano optimizada mediante la formación de un número suficiente de sitios de germen y una resistencia optimizada mediante la formación de Nb(C, N) con consideración de la unión que se desarrolla previamente de N mediante Ti. Esto puede expresarse mediante la relación
%Nb < (93/12)%C [(93/14)%N -(48/14)%N] (45/32)%S
lo que da como resultado a su vez la relación (2)
%Nb < (93/12) %C (45/14) %N (45/32) %S.
El cobre "Cu" llega al acero de acuerdo con la invención igualmente en el transcurso de la generación del acero como elemento acompañante por regla general inevitable. La presencia de contenidos más altos de Cu contribuiría solo en baja medida al aumento de la resistencia y tendría además repercusiones negativas en la conformabilidad del acero. Para impedir las influencias de Cu por tanto predominantemente negativas, está limitado el contenido de Cu en el acero de acuerdo con la invención a como máximo el 0,1 % en peso, en particular como máximo el 0,06 % en peso.
El magnesio "Mg" representa en el acero de acuerdo con la invención igualmente un elemento acompañante que llega al acero de manera inevitable en el transcurso de la generación del acero. El Mg puede usarse en la generación de un acero de acuerdo con la invención para la desoxidación. A este respecto forma Mg con O y S óxidos o sulfuros finos, que pueden repercutir durante la soldadura favorablemente en la ductilidad del acero en el área de la zona de influencia de calor que rodea el sitio de soldadura respectivo, reduciendo estos el crecimiento de grano. Sin embargo, con contenidos en Mg más altos, durante la colada del acero en la colada continua aumenta el riesgo de atascamiento de la buza mediante solidificación local anticipada ("clogging"). Para tratar este riesgo, está limitado el contenido de Mg de un acero de acuerdo con la invención a como máximo el 0,0005 % en peso.
El contenido de oxígeno "O" de un acero de acuerdo con la invención está limitado a como máximo el 0,01 % en peso, para evitar la formación de óxidos gruesos, que conllevarían el riesgo de una fragilización del acero.
Uno o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" pueden añadirse opcionalmente al acero de acuerdo con la invención, para conseguir efectos determinados. En este sentido se aplican para los contenidos de los elementos de aleación en cada caso opcionalmente existentes de este grupo las siguientes condiciones: níquel "Ni" puede estar presente en contenidos de hasta el 1 % en peso. Ni eleva a este respecto la resistencia del acero. Al mismo tiempo, Ni contribuye a la mejora de la tenacidad a baja temperatura (por ejemplo ensayo de choque en la probeta entallada según Charpy DIN EN ISO 148:2011). Además, la presencia de Ni mejora la tenacidad en la zona de influencia de calor de cordones de soldadura. Sin embargo, es suficiente la tenacidad básica conseguida debido a su estructura muy predominantemente bainítica del acero de acuerdo con la invención para la mayoría de las aplicaciones. Por tanto se añade Ni solo de manera necesaria, cuando se pretende otro aumento de esta propiedad. Bajo puntos de vista de costes-utilidades resultan en este contexto especialmente convenientes contenidos en Ni de como máximo el 0,3 % en peso.
El boro "B" puede añadirse opcionalmente al acero de acuerdo con la invención, para retrasar la conversión bainítica y para fomentar la formación de estructuras aciculares en la estructura del acero de acuerdo con la invención. En particular en combinación con Nb o V provoca B este refuerzo de los retrasos de conversión (ferrita-bainita y bainitamartensita). Con presencia simultánea de V y B presenta el acero de acuerdo con la invención en el diagrama de conversión de tiempo-temperatura ("diagrama ZTU") una región de bainita muy marcada, que puede conseguirse durante el enfriamiento del acero con velocidades de enfriamiento comparativamente bajas y amplias de por ejemplo 5 - 50 °C/s. Con la presencia combinada de B y Nb puede producirse sin embargo un aumento significativo del tamaño de segregaciones de Nb(CN) y como consecuencia de esto un aumento del tamaño de paquete y longitud de aguja de la bainita. Repercusiones negativas de la presencia de B, tal como también el riesgo de una segregación de límite de grano, pueden evitarse debido a que el contenido de B está limitado a como máximo el 0,005 % en peso, en particular el 0,003 % en peso, pudiéndose aprovechar las acciones positivas de la presencia de B con contenidos de al menos el 0,0015 % en peso de manera segura.
El vanadio "V" puede añadirse también opcionalmente a un acero de acuerdo con la invención, para obtener en la estructura del acero carburos de V o carbonitruros de V finos y para fomentar, tal como se ha explicado anteriormente, en combinación con B la formación de una región de bainita descubierta de manera marcada en el diagrama ZTU. Estos efectos positivos pueden aprovecharse de manera segura cuando está contenido al menos el 0,06 % en peso de V en el acero. Repercusiones negativas de la presencia de V, tal como la formación de agrupaciones gruesas que se forman a partir de V en combinación con partículas de Nb, se evitan a este respecto debido a que el contenido de V en el acero aleado de acuerdo con la invención está limitado a como máximo el 0,3 % en peso, en particular como máximo el 0,15 % en peso.
Como otra opción puede estar presente de manera dirigida calcio "Ca" en el acero de acuerdo con la invención en contenidos del 0,0005 - 0,005 % en peso, para producir una introducción por moldeo de inclusiones no metálicas (predominantemente sulfuros, por ejemplo MnS), que - en el caso de que estén presentes - pudieran aumentar la sensibilidad a la rotura de cantos. Al mismo tiempo, el Ca es un elemento económico para la desoxidación, cuando deben ajustarse contenidos en oxígeno especialmente bajos para evitar de forma segura por ejemplo la formación de óxidos de Al perjudiciales en el acero de acuerdo con la invención. Además puede contribuir Ca a la unión de S existente en el acero. Ca forma junto con Al óxidos de calcio-aluminio en forma de esfera e integra conjuntamente a este respecto azufre en la superficie de los óxidos de calcio-aluminio.
Al acero de acuerdo con la invención pueden añadirse opcionalmente también zirconio "Zr", tántalo "Ta" o wolframio "W", para fomentar la producción de una estructura de grano fino mediante la formación de carburos o carbonitruros. Para ello, bajo puntos de vista de costes-utilidades y en cuanto a las repercusiones posiblemente negativas de la presencia de contenidos demasiado grandes, tal como una alteración de la conformabilidad en frío del acero de acuerdo con la invención, están ajustados los contenidos en Zr, Ta o W en un acero de acuerdo con la invención de modo que la suma de los contenidos en Zr, Ta y W ascienda a como máximo el 2 % en peso.
Los metales de las tierras raras "REM" pueden añadirse al acero de acuerdo con la invención en contenidos del 0,0005 - 0,05 % en peso, para introducir mediante moldeado inclusiones no metálicas (predominantemente sulfuros, por ejemplo MnS) y producir una desoxidación del acero durante su generación. Al mismo tiempo pueden contribuir los REM a la finura de grano. Contenidos en REM que se encuentran por encima del 0,05 % en peso debían evitarse, dado que contenidos altos de este modo podrían conllevar el riesgo de atascamiento y por consiguiente podrían alterar la colabilidad del acero.
Como otro elemento añadido opcionalmente puede estar presente cobalto "Co" en el acero de acuerdo con la invención, para fomentar mediante inhibición del crecimiento de grano la formación de una estructura fina en el acero de acuerdo con la invención. Este efecto se consigue con contenidos en Co de hasta el 1 % en peso.
En la concepción del acero, por el que está constituido un producto plano de acero de acuerdo con la invención, ha partido la invención en consecuencia de la idea de que solo bajos contenidos en molibdeno deben usarse, que no resulta beneficioso sin embargo una sustitución completa de Mo.
Por lo tanto, un acero de acuerdo con la invención contiene una parte constituyente obligatoria del 0,05 - 0,1 % en peso de Mo. Al mismo tiempo están presentes en el acero de acuerdo con la invención, con un contenido de carbono muy bajo, contenidos en Cr y Nb, para sustituir la acción ventajosa conocida por el estado de la técnica de contenidos de Mo más altos. Mediante la combinación de acuerdo con la invención de los contenidos en C, Mo, Cr y Nb se consigue un comportamiento de segregación optimizado.
Un medio esencial para ello es el ajuste realizado de acuerdo con la invención de los contenidos en los elementos Ti, Nb, Cr, Mo, C, N en el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención. La oferta de carbono está ajustada a este respecto tan baja que la segregación de partículas lo más finas posible se favorece, sin embargo al mismo tiempo tan alta que se produce la formación de un número suficientemente grande de segregaciones. En este sentido es decisiva la interacción de C con Mo, Nb y Cr. Mo y Nb tienen temperaturas de formación de carburo similares y refuerzan de manera recíproca su efecto con respecto a la formación de carburo. Mediante los agentes formadores de carburo previstos de acuerdo con la invención se vuelven los carburos más finos, retrasan debido a ello aún más fuertemente la recristalización de la austenita durante la laminación termomecánica y contribuyen debido a ello de manera especialmente fuerte al afinado de la estructura de la bainita obtenida en el producto plano de acero.
Mediante una combinación adecuada de los contenidos en los elementos de aleación C, Si, Mn, Ni, Cr y Mo puede influirse de manera dirigida en la dureza en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención con consideración simultánea de las velocidades de enfriamiento decisivas para el ajuste de la dureza. Para conseguir altos ensanchamientos de orificios es a este respecto el objetivo central ajustar las durezas de las proporciones de fases de modo que no se desvíen mucho una de otra. A este respecto desempeñan un papel tanto la solidificación del cristal mixto, como también la formación de segregaciones.
Tal como se ha mencionado ya anteriormente, tiene una especial importancia la naturaleza de la bainita en cuanto a la optimización conseguida de acuerdo con la invención de las propiedades mecánicas del producto plano de acero de acuerdo con la invención. Mediante un ajuste adecuado de la dureza de la bainita contenida en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención con respecto a la dureza total se consigue a este respecto en particular la capacidad de ensanchamiento de orificios superior de productos planos de acero de acuerdo con la invención.
Una distribución de dureza especialmente homogénea en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención y una capacidad de ensanchamiento de orificios que acompaña a esto, que satisface también los máximos requerimientos puede garantizarse como consecuencia de esto debido a que los contenidos de aleación del acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención se ajustan uno con respecto a otro de modo que para la dureza HvB teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(3) HvB = -323+185 %C+330 %Si+153 %Mn+65 %Ni+144 %Cr+191 %Mo
(89+53 %C-55 %Si-22 %Mn-10 %Ni-20 %Cr-33 %Mo)*ln dT/dt
de la bainita contenida en la estructura del producto plano de acero y la dureza tota1Hv teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(4) Hv = XM*HvM XB*HvB XF*HvF
del producto plano de acero se aplica:
|(Hv - HvB) / Hv| < 5 %
calculándose la dureza teórica HvM de la martensita contenida dado el caso en la estructura del producto plano de acero según la fórmula
(5) HvM = 127+949 %C+27 %Si+11 %Mn+8 %Ni+16 %Cr+21*ln dT/dt, y la dureza teórica HvF de la ferrita contenida dado el caso en la estructura del producto plano de acero HvF según la fórmula
(6) HvF = 42+223 %C+53 %Si+30 %Mn+12,6 %Ni+7 %Cr+19 %Mo
(10-19 %Si+4 %Ni+8 %Cr-130 %V)*ln dT/dt
y estando designado con "%C" el respectivo contenido de C, con "%Si" el respectivo contenido de Si, con "%Mn" el respectivo contenido de Mn, con "%Ni" el respectivo contenido de Ni, con "%Cr" el respectivo contenido de Cr, con "%Mo" el respectivo contenido de Mo así como con "%V" el respectivo contenido de V del acero de fase compleja, en cada caso indicado en % en peso, con "In dT/dt" el logaritmo natural de la denominada "velocidad de enfriamiento t 8/5", es decir, la velocidad de enfriamiento con la que se recorre el intervalo de temperatura de 800 - 500 °C durante el enfriamiento, indicada en K/s, con "XM" la proporción de martensita, con "XB" la proporción de bainita y con "XF" la proporción de ferrita en la estructura del producto plano de acero, en cada caso indicadas en % en superficie.
La relación (Hv - HvB) / Hv describe la diferencia de dureza entre la dureza total teórica y la dureza de bainita como fase dominante y representa como tal un índice de la homogeneidad de la distribución de la dureza en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención. Debido a que la dureza total teórica calculada Hv difiere de acuerdo con la cantidad en como máximo el 5 % de la dureza teórica calculada HvB en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención, se garantiza que en la estructura se encuentra una distribución de la dureza uniforme. De esta manera se evita que fases de distinta dureza puedan actuar como incisiones, que puedan iniciar un fallo en el ensanchamiento de orificios. Cuanto más próxima se encuentre la dureza Hv de la estructura total a la dureza HvB de la fase bainítica dominante en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención, es decir cuanto más pequeña sea la desviación entre la dureza Hv y la dureza HvB, mejor se comporta un producto plano de acero de acuerdo con la invención en el ensanchamiento de orificios.
El mismo fin puede servir cuando en presencia de ferrita en la estructura del producto plano de acero para la dureza HvB teórica calculada de acuerdo con la fórmula mencionada ya anteriormente
(3) HvB = -323+185 %C+330 %Si+153 %Mn+65 %Ni+144 %Cr+191 %Mo
(89+53 %C-55 %Si-22 %Mn-10 %Ni-20 %Cr-33 %Mo)*In dT/dt de la bainita contenida en la estructura del producto plano de acero y la dureza HvF teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(6) HvF = 42+223 %C+53 %Si+30 %Mn+12,6 %Ni+7 %Cr+19 %Mo
(10-19 %Si+4 %Ni+8 %Cr-130 %V)*In dT/dt
de la ferrita contenida en la estructura del producto plano de acero se aplica:
|(HvB - HvF) / HvF| < 35 %
estando designado también en este caso con "%C" el respectivo contenido de C, con "%Si" el respectivo contenido de Si, con "%Mn" el respectivo contenido de Mn, con "%Ni" el respectivo contenido de Ni, con "%Cr" el respectivo contenido de Cr, con "%Mo" el respectivo contenido de Mo así como con "%V" el respectivo contenido de V del acero de fase compleja, en cada caso indicado en % en peso, y con "In dT/dt" el logaritmo natural de la denominada "velocidad de enfriamiento t 8/5" en K/s.
La relación (HvB - HvF) / HvF describe la diferencia entre la dureza teórica HvB de la fase de bainita dominante en la estructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención y la dureza teórica HvF de la fase de ferrita igualmente presente dado el caso en la estructura, que como fase más blanda puede tener una gran influencia sobre posibles microfisuras en los límites de fase. Ajustándose las partes constituyentes de aleación del acero de acuerdo con la invención una con respecto a otra de modo que la dureza HvB teórica calculada de acuerdo con la fórmula (3) de la bainita contenida en la estructura del producto plano de acero difiere de acuerdo con la cantidad en como máximo el 35 % de la dureza teórica calculada de acuerdo con la fórmula (6) de la ferrita contenida dado el caso en la estructura del acero, puede minimizarse el riesgo de que partiendo de fases contenidas en la estructura, entre las que existen diferencias de resistencia más altas, salgan microgrietas. Limitándose la desviación de las durezas teóricas HvB y HvF de manera de acuerdo con la invención mediante un ajuste adecuado de los contenidos en las partes constituyentes de aleación, puede garantizarse una distribución de propiedades optimizada también en cuanto al comportamiento de ensanchamiento de orificios en el producto plano de acero de acuerdo con la invención.
De acuerdo con la invención puede fabricarse un producto plano de acero proporcionado de acuerdo con la invención, realizándose de acuerdo con la invención al menos las siguientes etapas de trabajo:
a) fundir un acero, que está constituido por (en % en peso) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, Al:
0,005 - 0,05%, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15%, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2%, N: 0,001 - 0,009 %, P: menos del 0,02%, S: menos del 0,005%, Cu: hasta el 0,1 %, Mg: hasta el 0,0005 %, O: hasta el 0,01 %, así como en cada caso opcionalmente por un elemento o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM,
Co" y como resto por hierro e impurezas inevitables, aplicándose para los contenidos en los elementos opcionalmente añadidos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" que el contenido de Ni asciende a hasta el
1 %, el contenido de B a hasta el 0,005 %, el contenido de V a hasta el 0,3 %, el contenido de Ca a del 0,0005 -0,005 %, el contenido de Zr, Ta y W en total a hasta el 2 %, los contenidos en REM a del 0,0005 - 0,05 % y el contenido de Co a hasta el 1 %, y en el que los contenidos del acero de fase compleja en Ti, Nb, N, C y S cumplen las siguientes condiciones:
(1) %Ti > (48/14) %N (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C (45/14) %N (45/32) %S
con %Ti: respectivo contenido de Ti,
%Nb: respectivo contenido de Nb,
%N: respectivo contenido de N,
%C: respectivo contenido de C,
%S: respectivo contenido de S, en el que %S puede ser también "0";
b) colar la masa fundida para dar un producto previo;
c) calentar completamente el producto previo hasta una temperatura de calentamiento previo que asciende a de
1100 - 1300 °C;
d) laminar en caliente el producto previo para dar una banda laminada en caliente,
- en el que la temperatura de inicio de laminación WAT del producto previo asciende al inicio de la laminación en caliente a de 1000 - 1250 °C y la temperatura final de laminación WET de la banda recién laminada en caliente asciende a de 800 - 950 °C y
- en el que la laminación en caliente se realiza en un intervalo de temperatura RLT - RST con una relación de reducción d0/d1 de al menos 1,5,
- en el que está designado con d0 el espesor de inicio d0 de la banda laminada en caliente antes del comienzo de la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST y con d1 el espesor de la banda laminada en caliente tras la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST, y
- en el que
en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea < 2, asciende l
Figure imgf000012_0001
temperatura RLT = Tnr 50 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea > 2, asciende la temperatura RLT = Tnr 100 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea > 2, asciende l
Figure imgf000012_0002
temperatura RST = Tnr -50 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea < 2, asciende la temperatura RST = Tnr -100 °C, y se designa con Tnr la temperatura de no recristalización, que se calcula tal como sigue:
(7) Tnr [°C] = 174 * log {%Nb * (%C 12/14 %N)} 1444
con %Nb: respectivo contenido de Nb,
%C: respectivo contenido de C,
%N: respectivo contenido de N;
e) enfriar la banda laminada en caliente recién laminada en caliente con una velocidad de enfriamiento de más de 15 K/s hasta una temperatura de devanado HT que asciende a de 350 - 600 °C;
f) devanar la banda laminada en caliente enfriada hasta la temperatura de devanado HT para dar una bobina y enfriar la banda laminada en caliente en la bobina.
Es especialmente importante para la formación pretendida de acuerdo con la invención de una estructura bainítica en el producto plano de acero generado de acuerdo con la invención el proceso de laminación en caliente termomecánico realizado como la etapa de trabajo d) antes de la fase de enfriamiento, en el que se produce la conversión de fases. El objetivo de la laminación termomecánica es en este caso generar directamente antes de la conversión de fases tantos sitios de germen como sea posible como punto de partida para la nueva formación de cristales. Para ello debe suprimirse una recristalización de la austenita durante la laminación por encima de la temperatura Ac3 del acero.
En la primera etapa debe romperse la estructura de fundición del desbaste plano durante la laminación en caliente y debe transferirse a una estructura de austenita recristalizada. Dependiendo de la instalación de laminación en caliente que está a disposición puede realizarse esta primera etapa en el sentido de una laminación previa convencional con consideración de las condiciones mencionadas en el presente documento. En caso necesario puede comprender a este respecto la primera etapa de laminación también más de una pasada de laminación en caliente. Es importante que en el transcurso de la primera etapa de laminación o bien de la laminación previa deba realizarse la recristalización aún completamente y no deba impedirse.
Las siguientes pasadas de laminación en el escalón de acabado de laminación en caliente se realizan entonces de modo que la recristalización de inhiba de manera continuamente más fuerte. Esto se realiza predominantemente mediante segregaciones de los elementos de aleación añadidos, que ejercen una acción directa sobre los límites de recristalización. Se han definido para ello la RLT (temperatura límite de recristalización) como la temperatura más baja, a la que puede desarrollarse la recristalización estática aún hasta el 95 % o bien a la que ya no puede recristalizarse aprox. el 5 % de la estructura, y la RST (temperatura de detención de la recristalización) como la temperatura más alta, a la que se ha suprimido una recristalización estática en al menos el 95 %, a la que por tanto el 95 % de la estructura ya no puede recristalizarse. La RLT y la RST se encuentran de acuerdo con la definición siempre por encima de la temperatura Ac3 del acero, siendo la RST la temperatura más baja para iniciar el proceso de pancaking de los granos de austenita. Entre la temperatura RLT y RST se encuentra con aproximadamente el 30% de capacidad de recristalización de la estructura la denominada temperatura de no recristalización (Tnr), designado en el lenguaje técnico también como "temperatura de pancake".
Con "Tnr" se designa a este respecto también la temperatura, a la que se suprime en gran parte una recristalización estática completa y puede recristalizarse tan solo una proporción del 30 %. Esto es necesario para ajustar una estructura tipo pancake. Cuando ya no puede tener lugar este "fractional softening" mediante recristalización o recuperación, se extienden mucho de manera sencilla los granos durante la laminación en caliente.
Con una capacidad de recristalización solo parcial de la estructura pueden producirse la mayoría de los posibles sitios de germen. Mediante conformación a temperaturas que son más bajas que la RST, si bien se genera una austenita sumamente rica en dislocaciones como base para la conversión, sin embargo es la superficie de los granos extendidos proporcionalmente pequeña y se encuentran a disposición solo relativamente pocos límites de grano. Mediante conformación a una temperatura que se encuentra a ser posible próxima a la temperatura Tnr se moldean los granos extendidos, por el contrario, parcialmente y se forman nuevos límites de grano, se produce la denominada estructura de tipo pancake. No obstante permanecen muchas dislocaciones, de modo que se tiene a disposición para la conversión el número más alto de límites de grano y una austenita rica en dislocaciones como sitios de germen.
A este respecto debe ser suficientemente grande la conformación en el entorno de temperatura de Tnr, para conseguir el efecto deseado. Por tanto, la invención dicta que la relación de reducción d0/d1 definida como cociente del espesor de partida d0 y el espesor final d1 debe ascender a Tnr a al menos 1,5. Se obtienen estructuras de tipo pancake optimizadas, cuando la relación de reducción d0/d1 a la temperatura Tnr asciende a aproximadamente 2. Igualmente contribuye a un resultado optimizado de la laminación termomecánica, cuando la reducción de espesor conseguida a través de todo el intervalo de temperatura RLT - RST, en el que se evita la recristalización, da como resultado una relación de reducción d0/d1 de más de 6.
Para tener a disposición un intervalo de temperatura suficiente para la realización de la laminación termomecánica en el intervalo de temperatura RLT - RST, ha resultado conveniente cuando la diferencia WAT - WET entre la temperatura de inicio de laminación en caliente WAT y la temperatura final de laminación en caliente WET asciende a más de 150 °C, en particular al menos a 155 °C.
La velocidad de enfriamiento del enfriamiento entre el final de la laminación en caliente y el inicio del devanado debía ser al menos 15 K/s, en particular más alta que 15 K/s, y debía ascender preferentemente a más de 25 K/s, en particular a más de 40 K/s. Con velocidades de enfriamiento altas de este modo se logra realizar también en trenes de laminación en caliente convencionales el enfriamiento dentro de los segmentos de enfriamiento que están a disposición allí de modo que se ajusta la estructura predominantemente bainítica, pretendida de acuerdo con la invención en el producto plano de acero laminado en caliente. Así se logra conseguir, con consideración de las especificaciones de acuerdo con la invención en el intervalo de un tiempo de enfriamiento intensivo que está a disposición de normalmente diez segundos, una conversión completamente bainítica con formación de una estructura fina.
Tal como ya se mencionó, es Nb uno de los elementos más eficaces para el retraso de la recristalización debido a su propiedad de poder formar segregaciones finas en altos intervalos de temperatura. Mediante la adición dirigida de Nb es posible por tanto influir en los límites de temperatura representados y en particular en la posición de Tnr. Al mismo tiempo, el Nb retrasa mediante la formación de segregaciones también de manera muy eficaz la conversión de fases (el denominado efecto de arrastre de soluto). La saturación de carbono de ferrita bainítica se encuentra en del 0,02 - 0,025%, lo que significa que, considerado de manera esteqiométrica, el carbono se encuentra para la formación de segregación en una relación casi óptima con respecto a los intervalos de aleación reivindicados de los agentes formadores de carburo.
La temperatura de devanado HT asciende a al menos 350 °C. Valores de temperatura de devanado más bajos conducirían a una proporción de martensita indeseablemente elevada en la estructura del producto plano de acero laminado en caliente obtenido. Al mismo tiempo está limitada la temperatura de devanado a como máximo 600 °C, ya que las temperaturas de devanado más altas conducirían a la formación de proporciones igualmente indeseadas de ferrita y perlita.
A las temperaturas finales de laminación en caliente WET inferiores a 870 °C ha resultado ventajoso cuando se fija la temperatura de devanado HT a 350 - 460 °C. De esta manera puede prevenirse el riesgo de que la proporción de ferrita en la estructura y acompañando a esto la proporción de la estructura mixta de ferrita y bainita aumenten demasiado. Una estructura mixta de este tipo repercutiría negativamente en las propiedades de ensanchamiento de orificios. Ha de tenerse como objetivo, por tanto, una estructura bainítica a ser posible unitaria.
A temperaturas finales de laminación en caliente WET de 870 - 950 °C puede seleccionarse, por el contrario, la temperatura de devanado HT sin más en el intervalo total predeterminado de acuerdo con la invención, habiendo dado buen resultado especialmente en este caso temperaturas de devanado de 350 - 550 °C.
Para proteger un producto plano de acero generado de acuerdo con la invención frente a la corrosión u otras influencias ambientales, puede dotarse este de un revestimiento protector metálico a base de Zn aplicado mediante revestimiento por inmersión en fundido. Para ello puede ser conveniente, tal como se ha mencionado ya anteriormente, ajustar el contenido de Si del acero, por el que está constituido el producto plano de acero, de la manera explicada ya anteriormente.
A continuación se explica con mayor detalle la invención mediante ejemplos de realización.
Se han fundido las masas fundidas de acero A - M indicadas en la tabla 1, de las que las masas fundidas D - G están aleadas de acuerdo con la invención, de manera que las masas fundidas A - C y H - M son no de acuerdo con la invención.
A partir de las masas fundidas de acero A - M se han generado en cada caso en la colada continua desbastes planos convencionales.
Con estos desbastes planos se han realizado 34 ensayos.
A este respecto han entrado los desbastes planos, tras un calentamiento completo en el intervalo de temperatura de 1000 - 1300 °C, con una temperatura de inicio de laminación en caliente WAT en un escalón de laminación en caliente.
En el escalón de laminación en caliente, las bandas laminadas en caliente laminadas a partir de los desbastes planos han recorrido una laminación termomecánica, en la que se han conformado estas a través de un intervalo de temperatura RLT - RST con una relación de reducción total d0/d1ges, habiéndose cumplido en cada caso una relación de reducción d0/d1 Tnr a la temperatura de no recristalización Tnr.
La laminación en caliente se finaliza con una temperatura final de laminación en caliente WET. Las bandas laminadas en caliente que salen del escalón de laminación en caliente con esta temperatura WET se han enfriado con una velocidad de enfriamiento t8/5 hasta la respectiva temperatura de devanado HT y a continuación se han enrollado para dar una bobina, en la que se han enfriado estas hasta temperatura ambiente.
En la tabla 2 se han indicado para los ensayos 1 - 34 del acero A - M usado en cada caso, la temperatura de inicio de laminación en caliente WAT, la temperatura final de laminación en caliente WET, la temperatura de no recristalización Tnr calculada de acuerdo con la fórmula (7) para una chapa de 3 mm de espesor, la temperatura Ac3 del respectivo acero, la temperatura de inicio de bainita Bs, que se ha calculado por medio de la fórmula
(8) Bs = 830 - 270 %C -37 %Ni - 90 %Mn - 70 %Cr - 83 %Mo, con %C = respectivo contenido de C,
%Ni = respectivo contenido de Ni,
%Mn= respectivo contenido de Mn,
%Cr = respectivo contenido de Cr,
%Mo= respectivo contenido de Mo del acero,
para una chapa de 3 mm de espesor, la relación de reducción d0/d1ges, la relación de reducción d0/d1Tnr, la velocidad de enfriamiento t8/5 y la temperatura de devanado HT.
La estructura de las bandas de acero laminadas en caliente obtenidas en los ensayos 1 - 34 se han sometido a estudio. Las partes constituyentes de estructura establecidas a este respecto de bainita "B", ferrita "F", martensita "M", cementita "Z" y austenita residual "RA", así como la dureza de bainita "HvB" calculada de acuerdo con la fórmula (3), la dureza de ferrita "HvF" calculada de acuerdo con la fórmula (6), la dureza de martensita "HvM" calculada de acuerdo con la fórmula (5), la dureza total "Hv" calculada de acuerdo con la fórmula (4), la cantidad de la relación "|(Hv - HvB) / Hv|" y la cantidad de la relación "|(HvB - HvF) / HvF|" están indicadas en la tabla 3.
En la tabla 4 están indicados con respecto a las bandas de acero laminadas en caliente obtenidas en los ensayos 1 -34, en cada caso en dirección longitudinal y transversal de la respectiva banda de acero laminada en caliente, el límite de dilatación Rp0,2, el límite de fluencia superior ReH, el límite de fluencia inferior ReL, la resistencia a la tracción Rm y el alargamiento A80, en cada caso determinados de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6892:2014. Adicionalmente está indicado para cada uno de los resultados de ensayo el ensanchamiento de orificios LA determinado basándose en las especificaciones de la norma ISO 16630:2009 y según la condición del modo de proceder descrito ya anteriormente.
Los ensayos muestran que, por ejemplo en el caso del acero F, la proporción de carbono unida mediante formación de carburo y carbonitruro asciende aproximadamente al 0,046 %, con lo que la oferta de carbono del 0,048 % se aprovecha de manera casi óptima. Las fases consideradas son en este caso por ejemplo TiN, Nb(C, N), Cr3C2, Mo2 C y TiC. Por tanto se consigue una saturación casi completa de la ferrita bainítica con carbono y acompañando a esto una maximización de la resistencia de la ferrita bainítica con al mismo tiempo otras propiedades óptimas.
De manera evidente, los valores indicados para la relación "|(Hv - HvB) / Hv|" en la tabla 3 se correlacionan bien con los valores indicados en la tabla 4 para el ensanchamiento de orificios LA, cuando la estructura es de manera de acuerdo con la invención predominantemente bainítica, la diferencia "|(Hv - HvB) / Hv|" está ajustada a menos del 5 % y se han cumplido los valores requeridos para las propiedades mecánicas Rp0,2, Rm y A80.
Igualmente muestran los ejemplos que con un ajuste adecuado de la diferencia |(HvB - HvF) / HvF| a valores por debajo del 35 % se consiguen buenos ensanchamientos de orificios LA.
Los resultados de los ensayos 27 y 28 muestran además que mediante un ajuste del contenido de N a contenidos del 0,003 - 0,006 % en peso puede conseguirse una mejora del alargamiento (por ejemplo en comparación con los resultados de los ensayos 22 y 23).
Es destacable además que para los resultados de ensayo de acuerdo con la invención no pudieron determinarse límites de fluencia superiores e inferiores marcados.
Figure imgf000016_0001
Indicaciones en % en peso, el resto Fe e impurezas inevitables, los contenidos no de acuerdo con la invención están subrayados
Figure imgf000017_0001
Figure imgf000017_0002
continuación
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000018_0002
continuación
Figure imgf000019_0001

Claims (15)

REIVINDICACIONES
1. Producto plano de acero laminado en caliente fabricado a partir de un acero de fase compleja,
- en donde el producto plano de acero presenta un ensanchamiento de orificios de al menos el 60 %, un límite de dilatación Rp0,2 de al menos 660 MPa, una resistencia a la tracción Rm de al menos 760 MPa y un alargamiento de rotura A80 de al menos el 10 %,
- en el que el acero de fase compleja está constituido por (en % en peso)
C: 0,01 -0,1%,
Si: 0,1 -0,45%,
Mn: 1 -2,5%,
Al: 0,005 - 0,05 %,
Cr: 0,5 -1 %,
Mo: 0,05 -0,15%,
Nb: 0,045 -0,1 %,
Ti: 0,05 - 0,2 %,
N: 0,001 - 0,009 %,
P: menos del 0,02 %,
S: menos del 0,005 %
Cu: hasta el 0,1 %,
Mg: hasta el 0,0005 %,
O: hasta el 0,01 %,
en cada caso opcionalmente un elemento o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " con la siguiente condición
Ni: hasta el 1%,
B: hasta el 0,005%,
V: hasta el 0,3 %,
Ca: 0,0005 - 0,005 %,
Zr, Ta, W: en total hasta el 2 %,
REM: 0,0005 -0,05 %,
Co: hasta el 1 %,
y, como resto, por hierro e impurezas inevitables de manera condicionada por la fabricación,
- en donde los contenidos del acero de fase compleja de Ti, Nb, N, C y S cumplen las siguientes condiciones:
(1) %Ti > (48/14) %N (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C (45/14) %N (45/32) %S
con %Ti: respectivo contenido de Ti,
%Nb: respectivo contenido de Nb,
%N: respectivo contenido de N,
%C: respectivo contenido de C,
%S: respectivo contenido de S, en donde %S puede ser también "0",
y
- en donde la estructura del producto plano de acero está constituida por al menos el 80 % en superficie de bainita, por menos del 15 % en superficie de ferrita, por menos del 15 % en superficie de martensita, por menos del 5 % en superficie de cementita y por menos del 5 % en volumen de austenita residual.
2. Producto plano de acero según la reivindicación 1, caracterizado porque para la relación %Ti/%N formada a partir del contenido de Ti %Ti y el contenido de N %N del acero de acuerdo con la invención se aplica %Ti/%N>3,42.
3. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque para la dureza HvB teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(3) HvB = -323+185 %C+330 %Si+153 %Mn+65 %Ni+144 %Cr+191 %Mo
(89+53 %C-55 %Si-22 %Mn-10 %Ni-20 %Cr-33 %Mo)*ln dT/dt de la bainita contenida en la estructura del producto plano de acero y la dureza tota1Hv teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(4) Hv = XM*HvM XB*HvB XF*HvF
del producto plano de acero se aplica:
|(Hv - HvB) / Hv| < 5 %
con
(5) HvM = 127+949 %C+27 %Si+11 %Mn+8 %Ni+16 %Cr+21*In dT/dt (6) HvF = 42+223 %C+53 %Si+30 %Mn+12,6 %Ni+7 %Cr+19 %Mo
(10-19 %Si+4 %Ni+8 %Cr-130 %V)*ln dT/dt.
%C: respectivo contenido de C del acero de fase compleja;
%Si: respectivo contenido de Si del acero de fase compleja;
%Mn: respectivo contenido de Mn del acero de fase compleja;
%Ni: respectivo contenido de Ni del acero de fase compleja;
%Cr: respectivo contenido de Cr del acero de fase compleja;
%Mo: respectivo contenido de Mo del acero de fase compleja;
%V: respectivo contenido de V del acero de fase compleja;
In dT/dt: logaritmo natural de la velocidad de enfriamiento t 8/5 en K/s
XM: proporción de la martensita en la estructura del producto plano de acero en % en superficie,
XB: proporción de la bainita en la estructura del producto plano de acero en % en superficie,
XF: proporción de la ferrita en la estructura del producto plano de acero en % en superficie.
4. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque en presencia de ferrita en la estructura del producto plano de acero para la dureza HvB teórica calculada de acuerdo con la fórmula (3) HvB = -323+185 %C+330 %Si+153 %Mn+65 %Ni+144 %Cr+191 %Mo
(89+53 %C-55 %Si-22 %Mn-10 %Ni-20 %Cr-33 %Mo)*In dT/dt de la bainita contenida en la estructura del producto plano de acero y la dureza HvF teórica calculada de acuerdo con la fórmula
(6) HvF = 42+223 %C+53 %Si+30 %Mn+12,6 %Ni+7 %Cr+19 %Mo
(10-19 %Si+4 %Ni+8 %Cr-130 %V)*ln dT/dt
de la ferrita contenida en la estructura del producto plano de acero se aplica:
|(HvB - HvF) / HvF| < 35 %
con %C: respectivo contenido de C del acero de fase compleja;
%Si: respectivo contenido de Si del acero de fase compleja;
%Mn: respectivo contenido de Mn del acero de fase compleja;
%Ni: respectivo contenido de Ni del acero de fase compleja;
%Cr: respectivo contenido de Cr del acero de fase compleja;
%Mo: respectivo contenido de Mo del acero de fase compleja;
%V: respectivo contenido de V del acero de fase compleja;
In dT/dt: velocidad de enfriamiento t 8/5 en K/s.
5. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque su contenido de C asciende al menos al 0,04 % en peso o como máximo al 0,06 % en peso.
6. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque su contenido de Cr asciende al menos al 0,6 % en peso o como máximo al 0,8 % en peso.
7. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque su contenido de Nb asciende como máximo al 0,06 % en peso.
8. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque su contenido de Ti está limitado a al menos el 0,1 % en peso o como máximo al 0,13 % en peso.
9. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores, caracterizado porque está dotado de un revestimiento protector metálico a base de Zn, aplicado mediante revestimiento por inmersión en fundido.
10. Procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero proporcionado de acuerdo con una de las reivindicaciones anteriores, que comprende las siguientes etapas de trabajo:
a) fundir un acero, que está constituido por (en % en peso) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, Al: 0,005 - 0,05%, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15%, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2%, N: 0,001 - 0,009 %, P: menos del 0,02%, S: menos del 0,005%, Cu: hasta el 0,1 %, Mg: hasta el 0,0005 %, O: hasta el 0,01 %, así como en cada caso opcionalmente por un elemento o varios elementos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" y, como resto, por hierro e impurezas inevitables, aplicándose para los contenidos de los elementos opcionalmente añadidos del grupo "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" que el contenido de Ni asciende a hasta el 1 %, el contenido de B a hasta el 0,005 %, el contenido de V a hasta el 0,3 %, el contenido de Ca a hasta el 0,0005 - 0,005 %, el contenido de Zr, Ta y W en total a hasta el 2 %, los contenidos en REM a del 0,0005 -0,05 % y el contenido de Co a hasta el 1 %, y en donde los contenidos del acero de fase compleja de Ti, Nb, N, C y S cumplen las siguientes condiciones:
(1) %Ti > (48/14) %N (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C (45/14) %N (45/32) %S
con %Ti: respectivo contenido de Ti,
%Nb: respectivo contenido de Nb,
%N: respectivo contenido de N,
%C: respectivo contenido de C,
%S: respectivo contenido de S, en donde %S puede ser también "0";
b) colar la masa fundida para dar un producto previo;
c) calentar completamente el producto previo hasta una temperatura de calentamiento previo que asciende a de 1100 - 1300 °C;
d) laminar en caliente el producto previo para dar una banda laminada en caliente,
- en donde la temperatura de inicio de laminación WAT del producto previo asciende al inicio de la laminación en caliente a de 1000 - 1250 °C y la temperatura final de laminación WET de la banda recién laminada en caliente asciende a de 800 - 950 °C y
- en donde la laminación en caliente se realiza en un intervalo de temperatura RLT - RST con una relación de reducción d0/d1 de al menos 1,5,
- en donde está designado con d0 el espesor de inicio d0 de la banda laminada en caliente antes del comienzo de la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST y con d1 el espesor de la banda laminada en caliente tras la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST, y
- en donde
en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea < 2, asciende la temperatura RLT = Tnr 50 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea > 2, asciende la temperatura RLT = Tnr 100 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea > 2, asciende la temperatura RST = Tnr -50 °C, en el caso de que la relación de reducción d0/d1 sea < 2, asciende la temperatura RST = Tnr -100 °C, y se designa con Tnr la temperatura de no recristalización, que se calcula tal como sigue:
(7) Tnr [°C] = 174* log {%Nb * (%C 12/14 %N)} 1444
con %Nb: respectivo contenido de Nb,
%C: respectivo contenido de C,
%N: respectivo contenido de N;
e) enfriar la banda laminada en caliente recién laminada en caliente con una velocidad de enfriamiento de más de 15 K/s hasta una temperatura de devanado HT que asciende a de 350 - 600 °C;
f) devanar la banda laminada en caliente enfriada hasta la temperatura de devanado HT para dar una bobina y enfriar la banda laminada en caliente en la bobina.
11. Procedimiento según la reivindicación 10, caracterizado porque en la etapa de trabajo d) la relación de reducción d0/d1 durante la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST asciende a al menos 2.
12. Procedimiento según la reivindicación 11, caracterizado porque la relación de reducción d0/d1 conseguida en total en la etapa de trabajo d) a través de la laminación en el intervalo de temperatura RLT - RST asciende a al menos 6.
13. Procedimiento según una de las reivindicaciones 10 u 11, caracterizado porque en la etapa de trabajo e) la velocidad de enfriamiento asciende a más de 25 K/s.
14. Procedimiento según una de las reivindicaciones 10 a 12, caracterizado porque en el caso de que la temperatura final de laminación en caliente WET es menor de 870 °C, la temperatura de devanado HT asciende a de 350 - 460 °C.
15. Procedimiento según una de las reivindicaciones 10 a 12, caracterizado porque en el caso de que la temperatura final de laminación en caliente WET asciende a al menos 870 °C, la temperatura de devanado HT asciende a de 350 - 550 °C.
ES18702129T 2017-01-20 2018-01-16 Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo Active ES2906276T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP2017051141 2017-01-20
PCT/EP2018/050963 WO2018134186A1 (de) 2017-01-20 2018-01-16 Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2906276T3 true ES2906276T3 (es) 2022-04-18

Family

ID=57860869

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES18702129T Active ES2906276T3 (es) 2017-01-20 2018-01-16 Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11220721B2 (es)
EP (1) EP3571324B1 (es)
JP (1) JP7216002B2 (es)
KR (1) KR102500776B1 (es)
CN (1) CN110291215B (es)
CA (1) CA3051157A1 (es)
ES (1) ES2906276T3 (es)
MX (1) MX2019008649A (es)
WO (1) WO2018134186A1 (es)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112575267A (zh) * 2019-09-27 2021-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种高扩孔复相钢及其制造方法
US20230045924A1 (en) * 2019-12-20 2023-02-16 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot rolled high strength steel strip having high hole expansion ratio
CN113122769B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低硅低碳当量吉帕级复相钢板/钢带及其制造方法
CN111411295B (zh) * 2020-03-24 2021-06-15 首钢集团有限公司 一种多相钢构件及其制备方法、应用
US20230151468A1 (en) * 2020-04-22 2023-05-18 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hot-Rolled Flat Steel Product and Method for the Production Thereof
CN111500940B (zh) * 2020-06-08 2020-10-16 南京工程学院 具有抑制摩擦火花特性的合金钢锻造制动盘及其制造方法
CN114107797A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体析出强化型高扩孔钢及其制造方法
EP3964591A1 (de) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2022153661A1 (ja) * 2021-01-12 2022-07-21 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN113481436A (zh) * 2021-06-29 2021-10-08 鞍钢股份有限公司 一种800MPa级热轧复相钢及其生产方法
CN115110004B (zh) * 2022-07-20 2023-10-24 武汉科技大学 一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法
CN116219279B (zh) * 2022-12-23 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 一种高强度高韧性核反应堆安全壳用钢及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4114521B2 (ja) * 2002-12-04 2008-07-09 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2004232708A (ja) 2003-01-29 2004-08-19 Toyo Tire & Rubber Co Ltd 液体封入式防振装置
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP3889765B2 (ja) * 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100942087B1 (ko) 2005-03-28 2010-02-12 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2013099192A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力熱延鋼板及びその製造方法
EP2690183B1 (de) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102013009232A1 (de) 2013-05-28 2014-12-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Warmumformen eines Vorproduktes aus Stahl
DK3305935T3 (da) * 2014-03-25 2019-09-02 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Fladt stålprodukt med høj styrke og anvendelse af et fladt stålprodukt med høj styrke
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US11578375B2 (en) * 2015-07-27 2023-02-14 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN108913991B (zh) * 2018-06-20 2020-07-03 武汉钢铁有限公司 具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2020507007A (ja) 2020-03-05
KR102500776B1 (ko) 2023-02-17
JP7216002B2 (ja) 2023-01-31
EP3571324A1 (de) 2019-11-27
US11220721B2 (en) 2022-01-11
MX2019008649A (es) 2019-12-16
CN110291215A (zh) 2019-09-27
CA3051157A1 (en) 2018-07-26
KR20190110562A (ko) 2019-09-30
EP3571324B1 (de) 2021-11-03
US20190338384A1 (en) 2019-11-07
WO2018134186A1 (de) 2018-07-26
CN110291215B (zh) 2022-03-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2906276T3 (es) Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo
KR101333854B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법
CA2750291C (en) Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
ES2759371T3 (es) Pilote de acero que tiene excelentes propiedades de agrandamiento y método para la producción del mismo
ES2648787T3 (es) Chapa de acero laminada en caliente y procedimiento de fabricación asociado
JP4410741B2 (ja) 成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5858174B2 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101635008B1 (ko) 용접 열영향부 ctod 특성이 우수한 후육 고장력강 및 그의 제조 방법
WO2015151827A1 (ja) 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
ES2718492T3 (es) Lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente y método para su fabricación
UA44265C2 (uk) Спосіб одержання листа з двофазної сталі
JP4644075B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007070661A (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
ES2968626T3 (es) Chapa de acero laminada en frío y tratada térmicamente, procedimiento de producción de la misma y uso de dicho acero para producir piezas de vehículos
RU2549023C1 (ru) Способ производства толстолистового проката классов прочности к65, х80, l555 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов
CA3047937A1 (en) Steel material for welded steel pipe, having excellent longitudinal uniform elongation, manufacturing method therefor, and steel pipe using same
WO2021089851A1 (en) Medium manganese steel product and method of manufacturing the same
US20100065168A1 (en) Fire resistant steel excellent in high temperature strength, toughness, and reheating embrittlement resistance and process for production of the same
CA3094517C (en) A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof
JP2021063253A (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
ES2818195T3 (es) Tira de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
KR20220146419A (ko) 열간 압연 강판
EP3378962A1 (en) Steel for high heat input welding
JP2019173053A (ja) 高強度高延性鋼板
JP2019173054A (ja) 高強度高延性鋼板