ES2911656T3 - Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío - Google Patents

Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío Download PDF

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Abstract

Un método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío, cuyo método comprende las etapas de: a) remojar un fleje de acero laminado en frío por arriba de (Ac3 - 20) durante un tiempo de remojo t2 de 1 - 200 segundos, obteniendo así un fleje de acero laminado en frío que tiene una microestructura austenítica; b) enfriar el fleje de acero empapado resultante de la etapa a) a una temperatura T4 en el rango de Ms - (Ms - 200); c) calentar el fleje de acero enfriado resultante de la etapa b) a un rango de temperatura de Bs - Ms d) tratar térmicamente el fleje de acero calentado en el rango de temperatura de Bs - Ms durante un período de tiempo t5 de 30 - 120 segundos; e) enfriar el fleje de acero tratado térmicamente a temperatura ambiente; de tal manera que el fleje de acero tenga una microestructura (en % en vol.) que comprenda ferrita poligonal (PF):0 - 10; ferrita poligonal (PF) + ferrita acicular (AF) + ferrita bainítica superior (HBF):5 - 30; ferrita bainítica inferior (LBF) + martensita dividida (PM):50 - 85; austenita retenida (RA):5 - 20; martensita (M):0 - 15; en el que el fleje de acero tiene una composición (en porcentaje en masa) que comprende C: 0.15 - 0.28; Mn: 1.70 - 3.00; Si: 0.50 - 2.00; Al: 0.01 - 0.60; P: menos de 0.050; S: menos de 0.020; N: menos de 0.0080; en el que la suma (Si + Al) es >= 0.60; y en el que 10C + Mn + Cr >= 3.85 y 8.5 <= (Mn + Cr)/C <= 16; opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre 0 < Cr <= 1.00; 0 < Cu <= 0.20; 0 < Ni <= 0.50; 0 < Mo <= 0.50; 0 < Nb <= 0.10; 0 < V <= 0.10; 0 < Ti <= 0.10; 0 < B <= 0.0030; 0 < Ca <= 0.0050; 0 < REM <= 0.0100, en el que REM es uno o más metales de tierras raras; y el resto es hierro e impurezas inevitables.

Description

DESCRIPCIÓN
Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
La presente invención se refiere a un método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia.
En la técnica se han propuesto varios tipos de aceros laminados en frío y procesos de fabricación para cumplir los requisitos en aplicaciones para automóviles. Por ejemplo, el acero extra bajo en carbono se utiliza en flejes de acero para automóviles en vista de su conformabilidad. Este tipo de acero muestra una resistencia a la tracción en el rango de 280-380 MPa.
Los aceros HSLA (alta resistencia y baja aleación) contienen elementos de microaleación. Se endurecen mediante una combinación de precipitación y refinado de granos.
Los aceros avanzados de alta resistencia (AHSS), tales como los aceros de doble fase (DP), y los aceros de plasticidad inducida por transformación (TRIP), son actualmente típicos de los aceros de alta ductilidad y alta resistencia que se utilizan en la industria de fabricación de automóviles. En los aceros DP, la presencia de martensita dentro de una matriz de ferrita permite obtener una resistencia a la tracción superior a 450 MPa combinada con una buena conformabilidad en frío.
Para lograr simultáneamente una alta relación de límite elástico/resistencia a la tracción y una resistencia a la tracción aún mayor, es decir, por encima de 800 MPa, se han desarrollado aceros que tienen microestructuras complejas (CP) que incluyen ferrita, bainita, martensita y/o austenita retenida. Sin embargo, debido a la diferencia de capacidades de deformación entre las estructuras de ferrita, bainita o martensita y la estructura de austenita retenida, estos aceros son generalmente inferiores en la conformabilidad de la brida o ala por estiramiento. Por lo tanto, su uso se limita a las piezas de automóvil que no requieren una alta conformabilidad.
El acero martensítico templado tipo TRIP (acero Q&P mediante templado y partición) que consiste en martensita templada como fase matriz y austenita residual, y acero ferrita bainítico tipo TRIP, (acero TBF mediante temple bainítico), que consiste en ferrita bainítica como fase matriz y austenita residual tienen ventajas tales como la capacidad de proporcionar alta resistencia debido a la estructura de ferrita bainítica y/o martensita templada dura, y la capacidad de mostrar un alargamiento sobresaliente porque la matriz no contiene carburo, y los granos finos de austenita residual se pueden formar fácilmente en el límite de ferrita bainítica en forma de listón en la estructura de ferrita bainítica. Por lo tanto, se espera que la ferrita bainítica sin carburo o los aceros martensíticos templados logren una buena capacidad de rebordeado o de formación de brida por estiramiento debido a su estructura de listón o malla fina uniforme. Las heterogeneidades de dureza debidas a la presencia de solo una pequeña cantidad de martensita en estas microestructuras permitirán que estos tipos de acero logren una buena capacidad de estirado.
Sin embargo, debido a las limitaciones de las líneas de producción continuas actuales, no se pudo obtener la combinación beneficiosa esperada de las propiedades de resistencia y ductilidad con las recetas de acero disponibles en la actualidad. Estas limitaciones comprenden, entre otras cosas, que el horno de recalentamiento de las instalaciones actuales de líneas de recocido continuo (CA) y galvanizado continuo (CG), a menudo solo son adecuadas para someter los flejes de acero a un tratamiento térmico intercrítico o de recristalización. Por ejemplo, en algunas líneas de recocido actuales, la temperatura máxima de recocido está limitada a 890°C. Además, las velocidades de enfriamiento en las líneas CA/c G actuales están limitadas dentro de un rango fijo. Además, el tiempo de sobreenvejecimiento o excedente disponible para muchas líneas CA/CG es limitado, por ejemplo, este lapso de tiempo es inferior a aproximadamente 160 segundos, lo que pone límites de tiempo importantes para la finalización de cualquier transformación deseada durante el sobreenvejecimiento.
Por ejemplo, el documento WO2013/144373A1 ha divulgado un acero TRIP laminado en frío con una matriz de ferrita poligonal que tiene una composición específica que comprende cromo y una microestructura particular, y que tiene una resistencia a la tracción de al menos 780 MPa, que se dice permite la producción del mismo en una línea de recocido industrial convencional que tiene una sección de sobreenvejecimiento/austemperización. Es decir, para una temperatura de sobreenvejecimiento/austemperización relativamente alta, el tiempo de austemperización o templado puede ser inferior a 200 segundos.
Los documentos EP2831296B1 y EP2831299 han divulgado aceros TBF, que tienen una resistencia a la tracción de al menos 980 MPa que también podrían producirse en una línea de producción convencional. Sin embargo, los tiempos de sobreenvejecimiento/austemperización o templado preferidos, que son de 280-320 segundos, son demasiado largos para permitir la producción en un gran número de líneas de producción convencionales. En otras palabras, la cinética de transformación bainítica es demasiado lenta para completar la transformación bainítica en el lapso de tiempo limitado en la sección de sobreenvejecimiento para obtener la microestructura requerida en una línea de producción convencional. El documento WO 2018 115 936 divulga una lámina de acero templado y recubierto que tiene excelentes propiedades mecánicas, adecuada para su uso en la fabricación de vehículos.
Un objeto de la invención es proporcionar un fleje de acero laminado en frío que tenga una combinación deseada de alta resistencia a la tracción y excelente ductilidad, tal como límite elástico (YS) > 550 MPa, resistencia a la tracción (TS) > 980 MPa, alargamiento total (TE) > 13 %, capacidad de expansión del orificio (HEC) > 20 % y ángulo de flexión (BA) > 80°, en particular, un fleje de acero para uso en aplicaciones para automóviles, o una alternativa adecuada. Otro objeto de la invención es proporcionar un método para el tratamiento térmico de un fleje o fleje de acero laminado en frío para obtener la combinación deseada de propiedades como se mencionó anteriormente, en particular un tratamiento térmico que se puede llevar a cabo utilizando líneas de producción existentes, o una alternativa adecuada. Otro objeto de la invención es proporcionar un fleje de acero laminado en frío con alto contenido de silicio que tenga una combinación deseada de propiedades, que se pueda fabricar en líneas de producción industrial convencionales. Otro objeto más de la invención es proporcionar una composición de acero para un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia, y su tratamiento térmico, que permita completar la transformación bainítica en una línea de producción convencional con el fin de obtener una microestructura deseada.
En vista de ello, la invención proporciona un método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío, cuyo método comprende las etapas de:
a) remojar un fleje de acero laminado en frío por arriba de (Ac3 - 20) durante un tiempo de remojo t2 de 1 - 200 segundos, para así obtener un fleje de acero laminado en frío que tiene una microestructura austenítica;
b) enfriar el fleje de acero empapado resultante de la etapa a) a una temperatura T4 en el rango de Ms (Ms - 200); c) calentar el fleje enfriado resultante de la etapa b) a un rango de temperatura de Bs - Ms,
d) tratamiento térmico del fleje de acero calentado en el rango de temperatura de Bs - Ms durante un período de tiempo t5 de 30 - 120 segundos;
e) enfriar el fleje de acero tratado térmicamente a temperatura ambiente;
de manera que el fleje de acero tenga una microestructura (en % en vol.) que comprende:
ferrita poligonal (PF): 0 -10;
ferrita poligonal (PF) ferrita acicular (AF) ferrita bainítica superior (HBF): 5 - 30;
ferrita bainítica inferior (LBF) martensita dividida (PM): 50 - 85,
austenita retenida (RA): 5 - 20;
martensita (M): 0 -15;
en el que el fleje de acero tiene una composición (en porcentaje en masa) que comprende
C: 0.15 -0.28;
Mn: 1.70 -3.00;
Si: 0.50 -2.00;
Al: 0.01 -0.60;
P: menos de 0.050;
S: menos de 0.020;
N: menos de 0.0080
en el que la suma (Si Al) es > 0.60; y
en el que 10C Mn Cr > 3.85 y 8.5 < (Mn Cr)/C < 16; y
opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre
0 < Cr < 1.00
0 < Cu < 0.20
0 < Ni < 0.50
0 < Mo < 0.50
0 < Nb < 0.10
0 < V < 0.10
0 < Ti < 0.10
0 < B < 0.0030;
0 < Ca < 0.0050;
0 < REM < 0.0100, en donde REM es uno o más metales de tierras raras; y el resto es hierro e impurezas inevitables.
El método de la invención permite producir un fleje de acero laminado en frío que tiene una composición y microestructura específicas, y una combinación de propiedades deseables para piezas de automóviles que requieren alta resistencia, conformabilidad y soldabilidad.
La invención resuelve el problema de la cinética de transformación bainítica lenta, introduciendo una cantidad adecuada de ferrita pro-eutectoide y controlando la morfología de la misma, obteniendo granos finos de la austenita controlando la temperatura y el tiempo de recocido superior, y utilizando un proceso de templado y partición modificado en una línea de producción.
Este método de acuerdo con la invención se puede realizar utilizando líneas de recocido y galvanizado continuas existentes dentro de las limitaciones con respecto a la temperatura en la sección de recocido, rangos de velocidad de enfriamiento y ventana de tiempo de sobreenvejecimiento a velocidades de producción que son típicas de estas líneas de producción.
El fleje de acero laminado en frío puede recubrirse con Zn, por ejemplo, mediante galvanizado o electrogalvanizado por inmersión en caliente. Una etapa de galvanizado por inmersión en caliente se puede integrar fácilmente en el tratamiento térmico de acuerdo con la invención.
Los términos utilizados para describir las temperaturas críticas de transformación de un acero se dan a continuación, como bien conoce un experto en la técnica.
Ae3: Temperatura en la que la transformación de ferrita en austenita o austenita en ferrita ocurre bajo condiciones de equilibrio.
Ac3: Temperatura a la que, durante el calentamiento, termina la transformación de la ferrita en austenita. Ac3 suele ser más alta que Ae3, pero tiende hacia Ae3, ya que la velocidad de calentamiento tiende a cero. En esta invención, Ac3 se mide a una velocidad de calentamiento de 3°C/s.
Ar3: Temperatura a la que la austenita comienza a transformarse en ferrita durante el enfriamiento.
Bs: Temperatura a la que, durante el enfriamiento, se inicia la transformación de la austenita en bainita.
Bn: temperatura de nariz de la transformación bainítica en la curva de transformación tiempo-temperatura (TTT) de un acero, en la que la transformación de la austenita en bainita tiene la cinética más rápida.
Ms: Temperatura a la que, durante el enfriamiento, se inicia la transformación de la austenita en martensita.
Mf: Temperatura a la que, durante el enfriamiento, termina la transformación de la austenita en martensita.
Un problema práctico con Mf es que la fracción de martensita durante el enfriamiento se acerca a la cantidad máxima alcanzable solo asintóticamente, lo que significa que la última martensita tarda mucho en formarse. Por razones prácticas y en el contexto de esta invención, se toma Mf por lo tanto como la temperatura a la cual se ha formado el 90% de la cantidad máxima alcanzable de martensita.
Estas temperaturas críticas de transformación de fase se pueden determinar mediante experimentos con dilatómetro. Alternativamente, los puntos Ac3, Bs, Bn y Ms del acero de acuerdo con la invención se pueden calcular previamente en función de su composición, utilizando software disponible, tal como JmatPro, o utilizando las siguientes fórmulas empíricas:
Ac3 (°C) = 942 - 260C 35S¡ - 35Mn 125AI - 11 Cr - 14Cu
Bs (°C) = 839 - 86Mn - 23S¡ - 67Cr 35VAI - 270(1-exp(-1.33C))
Ms (°C) = 539 - 423C - 30.4Mn - 7.5S¡ 30AI
En estas fórmulas, el componente X de la composición del acero se representa en % en peso.
En esta especificación todas las temperaturas se representan en grados Celsius, todas las composiciones se dan en porcentaje en peso (% en peso) y todas las microestructuras se dan en porcentaje en volumen (% en volumen), excepto donde se indique explícitamente lo contrario.
En las figuras adjuntas:
La Figura 1 es un mapa EBSD que muestra las características de las microestructuras de ferrita bainítica de una ferrita bainítica de baja temperatura y/o martensita dividida, (Figura 1a), y una ferrita bainítica de alta temperatura (Figura 1b), respectivamente.
La Figura 2 es un histograma del ángulo de desorientación de una ferrita bainítica de baja temperatura y una ferrita bainítica de alta temperatura.
La figura 3 es un diagrama que muestra un perfil de tiempo contra temperatura generalmente aplicable de una realización del método de acuerdo con la invención.
A continuación, se presenta una explicación de la composición, las etapas del método y la microestructura de acuerdo con la invención.
Composición
Carbono: 0.15 - 0.28%
Se requiere una cantidad suficiente de carbono para fortalecer y estabilizar la austenita retenida, ofreciendo esta última el efecto TRIP. En vista de ello, la cantidad de carbono es superior al 0.15%, preferiblemente superior al 0.17%. El aumento del contenido de carbono da como resultado un aumento de la resistencia del acero, la cantidad de austenita retenida y el contenido de carbono en la austenita retenida. Sin embargo, la soldabilidad del acero se reduce significativamente ya que el contenido de carbono es superior al 0.25%. Para aplicaciones que requieren soldadura, el contenido de carbono es preferiblemente de 0.15 a 0.25%, más preferiblemente de 0.17 a 0.23%.
Silicio: 0.50 -2.00%
El silicio es un elemento obligatorio en la composición del acero de acuerdo con la invención para obtener la microestructura que se va a describir. Su función principal es evitar que el carbono se precipite en forma de carburos de hierro, (más comúnmente cementita), y suprimir la descomposición de la austenita residual. El silicio contribuye a la propiedad de resistencia y a un comportamiento de transformación adecuado. Además, el silicio contribuye a mejorar la ductilidad, la templabilidad por trabajo, y la conformabilidad de la brida o ala por estiramiento, al restringir el crecimiento del grano de austenita durante el recocido. Se necesita un mínimo de 0.50% de Si para suprimir suficientemente la formación de carburos. Sin embargo, un alto contenido de silicio da como resultado la formación de óxidos de silicio en la superficie del fleje, que deterioran la calidad de la superficie, la capacidad de recubrimiento, y la capacidad de trabajo. Además, la temperatura Ac3 de la composición del acero aumenta a medida que aumenta el contenido de silicio. Esto puede afectar la posibilidad de producir el fleje de acero utilizando las líneas de producción existentes en vista de la temperatura superior máxima que se puede alcanzar en la sección de recocido. En vista de ello, el contenido de silicio es del 2.00% o menos. Preferiblemente, el Si está en el rango de 0.80 -1.80% en vista de la humectabilidad en combinación con la supresión de la formación de carburo y la promoción de la estabilización de austenita. Más preferiblemente, Si es 1.00 - 1.60%.
Aluminio: 0.01 - 0.60%
La función principal del aluminio es desoxidar el acero líquido antes de la fundición. Para la desoxidación del acero líquido se necesita 0.01% de Al o más. Además, el aluminio tiene una función similar al silicio para prevenir la formación de carburos y estabilizar la austenita retenida. Se considera que el Al es menos eficaz en comparación con el Si. No tiene ningún efecto significativo sobre el fortalecimiento. Pueden usarse pequeñas cantidades de Al para reemplazar parcialmente al Si, y para ajustar las temperaturas de transformación y las velocidades de enfriamiento críticas para obtener ferrita acicular (AF), y para acelerar la cinética de transformación bainítica. Al se agrega para estos propósitos. Por tanto, el contenido de Al es preferiblemente superior al 0.03%. Altos niveles de Al pueden incrementar el punto de transformación de ferrita a austenita a niveles que no son compatibles con las instalaciones actuales, por lo que es difícil obtener una microestructura en la que la fase principal sea un producto de transformación a baja temperatura. El riesgo de agrietamiento durante la fundición aumenta a medida que aumenta el contenido de Al. En vista de ello, el límite superior es de 0.60%, preferiblemente 0.50%.
En cuanto a la relación entre las proporciones de Si y Al, la composición cumple la condición Si Al > 0.60, preferentemente Si Al > 1.00. Ventajosamente, el contenido de Al es menor de 0.5 veces el contenido de Si.
Manganeso: 1.70-3.00%
Se requiere manganeso para obtener la microestructura en el fleje de acero de acuerdo con la invención en vista de la templabilidad y estabilización de la austenita retenida. Mn también tiene un efecto sobre la formación de ferrita proeutectoide a temperaturas más altas y la cinética de transformación de ferrita bainítica. Es necesaria una cierta cantidad de Si y/o Al para suprimir la formación de carburo en la ferrita bainítica. La temperatura de Ac3 aumenta a medida que aumenta el contenido de Si y Al. El Mn también se ajusta para equilibrar el punto de transformación de fase elevado Ac3 como resultado de la presencia de Si y Al. Si el contenido de Mn es menos de 1.70%, la microestructura a describir es difícil de obtener. Por lo tanto, es necesario agregar Mn al 1.70% o más. Sin embargo, si el Mn está presente en una cantidad excesiva, es probable que se produzca una macro-segregación, lo que da como resultado la formación de bandas desfavorables en los aceros. Además, cantidades excesivas de Mn conducen a una cinética de transformación bainítica lenta, lo que da como resultado una cantidad demasiado grande de martensita fresca y, como consecuencia, también se deteriora la conformabilidad de la brida o ala por estiramiento. Por lo tanto, el contenido de Mn es de 3.00% o menos, y preferiblemente de 2.80% o menos, y más preferiblemente de 1.80 < Mn < 2.80%.
Con el fin de obtener una resistencia de 980 MPa con una línea de producción disponible, se adiciona Mn, Cr y C en cantidades adecuadas, ventajosamente se cumplen las siguientes relaciones: 10*C Mn Cr > 3.85 y 8.5 < (Mn Cr)/C < 16.
Fósforo: < 0.050%
El fósforo es una impureza del acero. Se segrega en los límites de los granos y disminuye la capacidad de trabajo. Su contenido es inferior al 0.050%, preferiblemente inferior al 0.020%.
Azufre: < 0.020%
El azufre también es una impureza en el acero. El S forma inclusiones de sulfuro como MnS que inicia grietas y deteriora la conformabilidad de la brida por estiramiento del acero. El contenido de S es preferiblemente lo más bajo posible, por ejemplo, por debajo del 0.020%, preferiblemente por debajo del 0.010% y más preferiblemente menos del 0.005%.
Nitrógeno: < 0.0080%
El nitrógeno es otra impureza inevitable en el acero. Precipita como nitruros con elementos de microaleación, y está presente en solución sólida para contribuir al fortalecimiento. El exceso de nitruros deteriora el alargamiento, la capacidad de rebordeado por estiramiento y la flexibilidad. Por tanto, ventajosamente el contenido de nitrógeno es de 0.0080% o menos, preferiblemente de 0.0050% o menos, más preferiblemente de 0.0040% o menos.
La composición de acero puede comprender uno o más elementos opcionales como sigue:
Cobre: 0 - 0.20%
El cobre no es necesario en realizaciones de la composición de acero, pero puede estar presente. En algunas realizaciones, dependiendo del proceso de fabricación, la presencia de Cu puede ser inevitable. El cobre por debajo del 0.05% se considera un elemento residual. El cobre como elemento de aleación se puede agregar hasta un 0.20% para facilitar la eliminación de incrustaciones altas de Si formadas en la etapa de laminación en caliente de la fabricación del fleje de acero de partida, y para mejorar la resistencia a la corrosión cuando el fleje de acero laminado en frío se utiliza como tal sin tratamiento de su superficie, o en el caso de un fleje recubierto de Zn para mejorar la humectabilidad por el zinc fundido. El Cu puede promover estructuras bainíticas, causar el endurecimiento de la solución sólida y precipitar fuera de la matriz de ferrita, como s-cobre, contribuyendo así al endurecimiento por precipitación. El Cu también reduce la cantidad de hidrógeno que penetra en el acero y, por lo tanto, mejora la característica de fractura retardada. Sin embargo, el Cu provoca un déficit de calor si se agrega una cantidad excesiva. Por tanto, cuando se añade Cu, el contenido de Cu es inferior al 0.20%.
Cromo 0 -1.00%; Níquel 0 - 0.50%; Molibdeno 0 - 0.50%
El cromo, el níquel y el molibdeno no son elementos necesarios, pero pueden estar presentes como elementos residuales en la composición del acero. El nivel permitido de Cr, Ni o Mo como elemento residual es de 0.05% para cada uno. Como elementos de aleación mejoran la templabilidad del acero y facilitan la formación de ferrita de bainita y, al mismo tiempo, tienen una eficacia similar que es útil para estabilizar la austenita retenida. Por tanto, Cr, Ni y Mo son efectivos para el control microestructural. El contenido de Cr, Ni o Mo en el acero es preferiblemente de al menos 0.05% para obtener suficientemente este efecto. Sin embargo, cuando cada uno de ellos se agrega en exceso, el efecto se satura y la cinética de transformación bainítica se vuelve demasiado lenta para obtener la microestructura requerida en la línea de producción con un tiempo de sobreenvejecimiento limitado. Por tanto, la cantidad de Cr está limitada a un máximo de 1.00%. El Ni se usa simplemente para reducir la tendencia a la fragilidad o rotura en caliente cuando se agrega una cantidad relativamente alta de Cu. Este efecto del Ni es apreciable cuando el contenido de Ni es > [Cu(%)/3]. La cantidad de Ni y Mo, si está presente, se limita a un máximo de 0.50% para cada uno.
Niobio 0 - 0.100%; Vanadio 0 - 0.100%; Titanio 0 - 0.100%
El nivel permitido de niobio, vanadio y titanio como elementos residuales es de 0.005% para cada uno. Pueden añadirse uno o más de niobio, vanadio y titanio para refinar la microestructura en el producto intermedio laminado en caliente y los productos terminados. Estos elementos poseen un efecto de fortalecimiento de la precipitación y pueden cambiar la morfología de la ferrita bainítica. También tienen una contribución positiva a la optimización de la aplicación dependiendo de propiedades como la ductilidad del borde estirado y la capacidad de flexión. Para obtener estos efectos, el límite inferior para cualquiera de estos elementos, si están presentes, debe controlarse al 0.005% o más. El efecto se satura cuando el contenido supera el 0.10% para cada uno de Nb y Ti y V. Por lo tanto, cuando se añaden estos elementos, los contenidos de los mismos se controlan entre 0.005% y 0.100%. Preferiblemente, el límite superior es de 0.050% o menos para Nb y Ti, y de 0.100% o menos para V, porque si se añade en exceso, el carburo precipita demasiado dando como resultado el deterioro de la capacidad de trabajo. Además, la suma de Ti Nb V preferiblemente no supera el 0.100% en vista de la capacidad de trabajo y el coste.
Boro 0 - 0.0030%
El boro es otro elemento opcional que, si se añade, se controla entre 0.0003% y 0.0030%. El nivel permitido de B como elemento residual es de 0.0003%. Una adición de boro aumenta la templabilidad por enfriamiento rápido, y también ayuda a aumentar la resistencia a la tracción. A fin de obtener estos efectos de B, se necesita un límite inferior de 0.0003%, preferiblemente de 0.0005%. Sin embargo, cuando se agrega demasiado B, el efecto se satura. Ventajosamente, B se controla a 0.0025% o menos, preferiblemente a 0.0020% o menos.
En otra realización preferida de la invención, no se añaden Ti, y/o Nb, y/o V, y/o Ni, y/o Cu, y/o Cr, y/o Mo, y/o B, como elementos de aleación para reducir el coste del producto final obteniendo al mismo tiempo un fleje de acero de alta resistencia laminado en frío que tiene las propiedades deseadas.
Calcio 0 - 0.0050%; elementos de tierras raras (REM) 0 - 0.0100%
Además, la composición de acuerdo con la invención puede contener opcionalmente uno o dos elementos seleccionados entre Ca y un metal de tierras raras (REM), en una cantidad compatible con un tratamiento para el control de la inclusión de MnS. Si está presente como elemento residual, el nivel permitido es 0.0005%. Si se añade como elemento de aleación, el Ca se controla a un valor inferior al 0.0050% y el REM se controla a un valor inferior al 0.0100%. El Ca y/o REM se combinan con azufre y oxígeno, creando así oxisulfuros que no ejercen un efecto perjudicial sobre la ductilidad, como en el caso de los sulfuros de manganeso alargados que se formarían si no estuvieran presentes el Ca o el REM. Este efecto se satura cuando el contenido de Ca es superior al 0.0050% o el contenido de REM es superior al 0.0100%. Preferiblemente, la cantidad de Ca, si está presente, se controla a un valor por debajo del 0.0030%, más preferiblemente por debajo del 0.0020%. Preferiblemente, la cantidad de REM, si está presente, se controla a un valor por debajo del 0.0080%, más preferiblemente por debajo del 0.0050%.
El resto de la composición del acero comprende hierro e impurezas inevitables.
La composición química de los aceros de acuerdo con la invención coincide con la capacidad de las líneas convencionales de producción en continuo.
Microestructura
El fleje de acero laminado en frío que ha sido tratado térmicamente de acuerdo con la invención tiene una microestructura compleja, que comprende 5 - 30 % de ferrita poligonal (PF), ferrita acicular (AF) y ferrita bainítica superior (HBF), en donde la ferrita poligonal (PF) es como máximo 10%, y 50 - 85% de ferrita bainítica inferior (LBF) y martensita dividida (PM), 5 - 20% de austenita retenida (RA) y martensita fresca (M) en una cantidad de 0 -15%.
En esta invención, las microestructuras están agrupadas funcionalmente de tal manera que podrían observarse usando microscopía óptica y microscopía electrónica de barrido. La ferrita poligonal (PF) se refiere a la ferrita formada en el recocido intercrítico o durante el enfriamiento lento a temperaturas superiores a Bs. La ferrita acicular (AF) se refiere a la ferrita formada durante el enfriamiento a temperaturas entre Bs y Ms. La ferrita bainítica de alta temperatura (HBF) es la ferrita bainítica formada durante el templado a una temperatura entre Bs y Bn. La ferrita bainítica de baja temperatura (LBF) es la ferrita bainítica formada durante el templado a una temperatura entre Bn y Ms. La martensita dividida (PM) se refiere a la martensita formada durante el tratamiento térmico de enfriamiento rápido (templado) y sobreenvejecimiento (división).
Ferrita bainítica y martensita dividida
La PM se obtiene durante el templado rápido y la partición cuando la temperatura de parada del templado rápido está entre Ms y Mf y la partición se realiza en el rango de temperatura entre la temperatura de parada del templado rápido y Bn. El BF se obtiene por transformación de la austenita no transformada durante la partición (sobreenvejecimiento). La cantidad de PM depende de la temperatura de templado. La cantidad de BF es una función de la temperatura y el tiempo de partición. Aquí se observa que en esta solicitud se usa la expresión "martensita dividida" en lugar de martensita templada. Generalmente, en la metalurgia, la martensita templada contiene algunos precipitados de carburo resultantes del templado. En el proceso modificado de templado rápido y division de acuerdo con la invención, debido a la presencia de Si y Al ya la muy breve duración del proceso de división, se retarda la formación de carburos durante el sobreenvejecimiento. Como resultado, las particiones de carbono de martensita a austenita conducen a una austenita retenida enriquecida con carbono con mayor estabilidad y la martensita dividida no contiene carburos. BF está presente en forma de placas con un tamaño de grano ultrafino. PM tiene una subestructura similar a BF pero con un tamaño más fino del listón de ferrita y, en consecuencia, se obtiene un tamaño más fino de austenita retenida. La precipitación de carburos entre los listones ferríticos, que se sabe que es perjudicial para la ductilidad, se suprime mediante la aleación con Si y/o Al. La ferrita bainítica no contiene carburos, mientras que la bainita convencional contiene carburos. La ferrita bainítica también se diferencia de la ferrita (proeutectoide) en que tiene una baja densidad de dislocaciones.
Las microestructuras libres de carburo BF y PM proporcionan alta resistencia debido a la estructura intermedia de ferrita dura con una alta densidad de dislocación y un contenido de carbono sobresaturado. La estructura de ferrita bainítica también contribuye al elevado alargamiento deseado, ya que no contiene carburo y los finos granos de austenita residual pueden estar presentes en el límite de la ferrita bainítica en forma de listón.
En la invención, la ferrita bainítica se divide en dos tipos: ferrita bainítica formada en un rango de temperatura alta entre Bs y Bn, denominada ferrita bainítica alta (HBF), y ferrita bainítica formada en un rango de temperatura baja entre Bn y Ms, denominada como ferrita bainítica baja (LBF). HBF tiene una relación de aspecto promedio (definida como la longitud del eje menor dividida por la longitud del eje mayor) superior a 0.35, y LBF tiene una relación de aspecto promedio inferior a 0.35 cuando la sección transversal del fleje de acero sometido a grabado Nital al 3% se observa mediante microscopía electrónica de barrido con análisis EBSd . La razón para hacer esta distinción es que la ferrita bainítica formada en el rango de temperatura más alto por encima de Bn (HBF) es similar a AF en tamaño y forma de grano, y es difícil distinguir HBF de AF usando SEM. Al igual que AF, HBF tiene un tamaño de grano más grande, una menor densidad de dislocación y es más suave que LBF, y actúa para aumentar el alargamiento del acero. Por otro lado, LBF tiene una resistencia más alta que la de HBF debido al tamaño de la placa más fina, lo que contribuye a la resistencia del fleje de acero y también mejora la conformabilidad. Como PM tiene una microestructura similar a LBF, excepto que el tamaño del listón de ferrita y la austenita retenida se vuelven más pequeños a medida que disminuye la temperatura de formación. Sin embargo, este cambio es gradual, por lo que LBF y PM no pueden distinguirse claramente mediante la observación SEM. En esta invención, LBF y PM se agrupan como una microestructura ya que sus contribuciones a las propiedades del acero también son similares.
Una característica del fleje de acero de alta resistencia según la presente invención es que la ferrita bainítica puede tener una microestructura compuesta que incluye HBF y LBF+ PM. Por lo tanto, se puede obtener un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia con un alargamiento elevado y buena conformabilidad.
Para obtener un buen equilibrio entre alta resistencia y conformabilidad, se necesita entre un 50 - 85% de LBF PM. Si LBF PM están presentes en cantidades excesivamente pequeñas, el fleje de acero tiene una resistencia insuficiente. Sin embargo, si LBF PM están presentes en una cantidades excesivamente grandes, los efectos de las otras ferritas (PF, AF y HBF) y la austenita retenida con respecto al alargamiento pueden verse comprometidos. Por lo tanto, la suma de l Bf y PM está en el rango de 50 - 85 %, preferiblemente de 55 -80 %. La PM formada en la etapa de templado puede acelerar la cinética de transformación de BF de la austenita no transformada durante el sobreenvejecimiento. Para garantizar que la transformación bainítica pueda completarse en la duración disponible en las líneas de producción actuales típicas, la cantidad de PM se puede regular controlando la temperatura de parada del templado por debajo del punto Ms del acero. Cuanto más baja es la temperatura de parada del templado, más PM se forma. Para aceros que contienen contenidos más altos de elementos de aleación, se requiere una mayor cantidad de PM.
La formación del HBF en la presente invención se debe al calentamiento del fleje a través del calor latente producido por la transformación bainítica, o debido al calentamiento mediante la aplicación de un proceso de galvanización por inmersión en caliente. La formación de HBF, si existe, en la presente invención permite acelerar la transformación bainítica si es necesario, de modo que la transformación bainítica se puede completar en el lapso de tiempo limitado en la sección de sobreenvejecimiento en una línea de producción existente. Dependiendo de la cantidad de PF y AF resultante de la etapa de enfriamiento, se controla la cantidad de HBF, de modo que la cantidad total de PF, AF y HBF sea del 5 - 30%, preferiblemente del 10 - 25%. Como se describió anteriormente, HBF tiene una función similar a la de PF y AF. Si se ha formado cantidad suficiente de PF y AF en la sección de enfriamiento, y con el fin de obtener flejes de acero con una mayor resistencia, la cantidad de HBF debe minimizarse al 0%. En el caso de que la cantidad de PF y AF no sea suficiente, se puede aumentar la cantidad de HBF. Sin embargo, la cantidad de HBF debe controlarse de modo que la cantidad total de PF, AF y HBF sea del 5 -30%, preferiblemente del 10 - 25%.
Ferrita poligonal y ferrita acicular
La ferrita proeutectoide es más blanda que la ferrita bainítica y aumenta funcionalmente el alargamiento del fleje de acero. Se introduce una cierta cantidad de ferrita proeutectoide y se controlan las características de la ferrita para aumentar la cinética de transformación bainítica y mejorar la estabilidad de la austenita retenida y para aumentar aún más el alargamiento. Se pueden producir dos tipos de ferrita proeutectoide usando la invención durante el enfriamiento dependiendo de la temperatura de formación. La fase de ferrita formada durante el enfriamiento a una temperatura elevada por arriba de la temperatura Bs, en la sección de enfriamiento lento, es poligonal o en bloques, llamada ferrita poligonal (PF). Se ha demostrado que este tipo de ferrita aumenta el alargamiento, pero disminuye el límite elástico y la conformabilidad de la brida, tal como la capacidad de expansión del orificio (HEC) en presencia de fases bainíticas o martensíticas. La ferrita formada a temperaturas más bajas en la sección de enfriamiento rápido a una temperatura entre Bs y Ms tiene una forma casi acicular y un tamaño de grano más pequeño que el de PF, y se conoce como ferrita acicular (AF). Es similar al HBF en morfología, pero tiene una cantidad relativamente menor de dislocaciones. La presencia de AF puede aumentar el alargamiento sin sacrificar la resistencia y la conformabilidad.
Como PF, AF y HBF tienen una función similar a las propiedades de tracción en el acero de acuerdo con la invención, pueden estar presentes tres tipos de estas microestructuras ferríticas, o uno o dos de ellas está(n) presente(s). Con el fin de asegurar un alto alargamiento, la fracción de volumen de PF, AF y HBF es de 5% o más, preferiblemente de 10% o más. Sin embargo, si el contenido de estas microestructuras ferríticas es demasiado alto y supera el 30%, la HEC se reduce significativamente. En cualquier caso, la cantidad total de PF, AF y HBF debe controlarse para que sea inferior al 30%, preferiblemente inferior al 25%. Dado que el PF es perjudicial para la formabilidad, tal como la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de flexión, la cantidad de PF debe ser del 10% o menos, preferiblemente del 5% o menos, más preferiblemente del 0% para obtener un acero con una buena combinación de la elongación y valor HEC.
Austenita residual
La austenita residual (también conocida como austenita retenida) se refiere a una región que muestra una fase FCC (celosía cúbica centrada en las caras) en la microestructura final. La austenita retenida mejora la ductilidad en parte a través del efecto TRIP, que se manifiesta en un aumento del alargamiento uniforme. La fracción de volumen de austenita residual es de 5% o más, preferiblemente de 7% o más para exhibir el efecto TRIP. Por debajo del 5% no se logrará el nivel deseado de ductilidad y alargamiento uniforme. El límite superior está determinado principalmente por los parámetros de composición y procesamiento en una línea de producción. Para una composición dada, el contenido de carbono en la austenita retenida se vuelve demasiado bajo si la cantidad de austenita retenida es demasiado alta. Entonces, la austenita retenida es insuficientemente estable y la ductilidad local (formabilidad de la brida por estiramiento) podría reducirse a un nivel inaceptable. Por tanto, el límite superior de la fracción de volumen de austenita retenida es de 20%, preferiblemente de 15%.
La concentración de carbono en la austenita residual tiene un impacto en las características del TRIP. La austenita retenida es eficaz para mejorar la propiedad de alargamiento, en particular cuando la concentración de carbono en la austenita retenida es de 0.90% en peso o superior. Si el contenido de carbono es demasiado bajo, la austenita retenida no es lo suficientemente estable como para producir el efecto TRIP. Por tanto, ventajosamente, el contenido de carbono en la austenita retenida es de 0.90% en peso o más, preferiblemente de 0.95% en peso o más. Aunque la concentración de carbono en la austenita retenida es preferiblemente lo más alta posible, las condiciones prácticas de procesamiento imponen generalmente un límite superior de aproximadamente 1.6%. El contenido de carbono y la estabilidad de la austenita retenida se pueden ajustar controlando la cantidad de ferritas.
Martensita
La martensita (M) está recién formada en la sección de enfriamiento final después del austemperizado. Suprime el alargamiento del límite de fluencia y aumenta el coeficiente de endurecimiento por trabajo (valor n), que es deseable para lograr una deformación estable y sin cuello y una uniformidad de deformación en la pieza final prensada. Incluso con un 1% de martensita fresca en el fleje de acero final, se puede lograr una respuesta a la tracción y, por lo tanto, un comportamiento de prensado comparable al de los aceros de doble fase convencionales. Sin embargo, la presencia de martensita fresca afectará la conformabilidad debido a la formación de grietas a lo largo de las interfaces de martensita y LBF/HBF. Por lo tanto, la cantidad de martensita fresca se controló al 15% o menos, preferiblemente 10% o menos.
Carburos
Los carburos pueden estar presentes como precipitados finos, que se forman durante el templado si la temperatura de sobreenvejecimiento es demasiado alta o si el tiempo de sobreenvejecimiento es demasiado largo, o en forma de perlita formada durante el enfriamiento si la velocidad de enfriamiento es demasiado lenta. De acuerdo con la invención, la microestructura del acero inventado está libre de perlita y libre de carburo. Libre de perlita significa que la cantidad de microestructura estratificada, incluida la cementita y la ferrita, es inferior al 5%. Libre de carburo significa que la cantidad de carburo está por debajo del límite de detección de las mediciones de rayos X estándar.
Caracterización de microestructuras
Los componentes microestructurales clasificados en el acero inventado como se describe anteriormente pueden determinarse cuantitativamente mediante técnicas descritas a continuación. La fracción de volumen de los constituyentes se mide equiparando la fracción de volumen con la fracción de área, y midiendo la fracción de área de una superficie pulida usando un programa de procesamiento de imágenes disponible comercialmente, u otra técnica adecuada.
PF, M fresca, RA y perlita se pueden distinguir usando microscopía óptica (OM) y microscopía electrónica de barrido (SEM). Cuando una muestra grabada con metabisulfito de sodio acuoso al 10% (abreviado SMB) se caracteriza bajo OM, la perlita se observa como áreas oscuras, el PF se observa como áreas grises teñidas y la martensita fresca se observa como áreas de color marrón claro. Cuando una muestra grabada con solución de Nital al 3% se caracteriza con SEM, el PF se observa como granos con una superficie más lisa que no incluye la austenita retenida, la perlita se observa como una microestructura en capas que incluye tanto la cementita como la ferrita. El resto de la microestructura se observa como áreas grises, caracterizadas por subestructuras ferríticas como placas o listones, en las que el RA se dispersa en los granos como áreas blancas o gris pálido y no se pueden identificar carburos. Este grupo microestructural se conoce como microestructura similar a ferrita bainítica. Estas microestructuras no se pueden distinguir claramente usando OM y SEM porque sus morfologías son similares.
En esta invención, la microestructura similar a ferrita bainítica se separa adicionalmente en dos grupos distintos por medio de Difracción de Electrones por Retro-dispersión (EBSD). El primer grupo consiste en PM y LBF y el segundo grupo consiste en AF y HBF. A partir de los datos de EBSD medidos, la austenita retenida se puede distinguir primero de las otras microestructuras creando una partición de Fe (y) a partir de Fe (a). La martensita fresca (M) se separa luego de la microestructura similar a ferrita bainítica dividiendo el Fe (a) en una partición con una calidad de imagen (IQ) media alta y una partición con un IQ medio bajo. La partición de bajo IQ se clasifica como martensita y la partición de alto IQ se clasifica como la microestructura similar a ferrita bainítica. El método para distinguir los tipos de dos grupos se describe a continuación con referencia a la Figura 1. En la ferrita bainítica (partición de IQ alto), se identifican regiones que tienen una diferencia de orientación no inferior a 15° en el ángulo de inclinación entre estructuras adyacentes. Se considera que una región tiene la misma orientación cristalina y se define como una placa bainítica en la presente invención. Para las placas bainíticas así detectadas, se determina el diámetro de un círculo que tiene la misma área que una placa bainítica. El diámetro del círculo equivalente de la placa bainítica se determina utilizando la fotografía del análisis EBSD con factor de aumento de 3000. Al ajustar una elipse a una placa bainítica, la relación de aspecto (definida como la longitud del eje menor dividida por la longitud del eje mayor) también se determina. De manera similar, se miden los diámetros de los círculos equivalentes de todas las placas bainíticas y las relaciones de aspecto de las elipses equivalentes de todas las placas bainíticas en el área medida, (aproximadamente 100 por 100 |jm), y los valores promedio se definen como el tamaño de grano medio de las placas bainíticas y la relación de aspecto media de las placas bainíticas en la presente invención.
Los inventores han estudiado sistemáticamente el efecto de la temperatura de templado en la microestructura de la ferrita bainítica. La temperatura de templado oscila entre Ms - 200 a Bs. Se ha encontrado que el tamaño medio y la relación media de aspecto de las placas bainíticas aumentan a medida que aumenta la temperatura de templado. Especialmente, se encuentra que la relación de aspecto de las placas bainíticas tiene un cambio brusco entre las muestras austemperadas o templadas por debajo de 440°C, la cual está por debajo de Bn y por encima de 460°C, que está por encima de Bn de la composición de acero utilizada en el método de acuerdo con la invención. Por tanto, el valor medio crítico de la relación de aspecto de 0.35 se define para dividir los dos grupos de microestructura similar a ferrita bainítica. El grupo que consiste en LBF y PM tiene una relación de aspecto de 0.35 o menos, y el grupo que consiste en HBF y AF tiene una relación de aspecto de más de 0.35.
Además de la diferencia en la morfología y el tamaño de las placas bainíticas, las relaciones de desorientación entre las intrincadas placas cristalográficas entre el grupo HBF, AF y el LBF, y el grupo PM, también son diferentes. La distribución del ángulo de desorientación en el acero de acuerdo con la invención se muestra en la Figura 2. El pico a 60° es consistente con las desorientaciones entre granos vecinos, teniendo la relación Kurdjumov-Sachs (KS/KS), que es causada por la relación eje- ángulo 60°<111> y 60°<110> y corresponde a martensita. El pico a 53° - 54° se debe a las desorientaciones entre los granos obtenidos por transformaciones de fase de acuerdo con la relación de Nishiyama- Wassermann y Kurdjumov-Sachs (NW/KS). Según el estado de la técnica, (ver A.-F. Gourgues, H.M. Flower y T.C. Lindley, Materials Science and Technology, enero de 2000, vol. 16, p. 26-40), la ferrita acicular y la bainita superior crecen con las relaciones Nishiyama-Wassermann con la fase de austenita parental, mientras que la bainita inferior y la martensita consisten en paquetes muy intrincados que tienen relaciones Kurdjumov-Sachs con la fase parental. En analogía con estos resultados, se supone que el pico a 53 - 54° corresponde a la formación de HBF y AF, y el pico a 60° corresponde a la formación de LBF y PM. El pico a 53 - 54° se vuelve más distinguible y la altura del pico aumenta, pero la altura del pico a 60° disminuye a medida que aumenta la temperatura de templado. En la presente invención, las cantidades relativas del grupo HBF, AF y del grupo LBF, PM pueden determinarse mediante la relación de la altura de los dos picos.
Como parte de la austenita retenida se dispersa como una película de tamaño muy pequeño entre las placas bainíticas y no puede ser detectada por EBSD, la fracción de la austenita retenida determinada por EBSD es siempre menor que el valor real. Por lo tanto, se puede emplear un método de medición de intensidad basado en XRD como técnica convencional de medición del contenido de austenita retenida. La fracción de volumen de austenita retenida se determina a % de espesor del fleje de acero. La cantidad de cementita también se mide a partir de este análisis XRD. Una muestra preparada del fleje de acero se pule mecánica y químicamente, y luego se analiza midiendo la intensidad integral de cada uno del plano (200), plano (220), y plano (311) del hierro fcc (cúbico centrado en la cara) y el del plano (200), plano (211), y plano (220) de hierro bcc (cúbico centrado en el cuerpo) con un difractómetro de rayos X utilizando Co-Ka. La cantidad de austenita retenida (RA) y el parámetro de red en la austenita retenida se determinaron mediante análisis de Rietveld. El contenido de C en la austenita retenida se calcula usando la fórmula:
C (% en peso) = (a [A] - 3.572 - 0.0012 Mn% 0.00157 Si% - 0.0056 Al%)/0.033
en la que a es el parámetro de red de la austenita retenida en angstroms.
Propiedades mecánicas
Los flejes de acero laminados en frío con la microestructura y composición anteriores, y tratados térmicamente de acuerdo con la invención tienen las siguientes propiedades:
el límite elástico (YS) es de al menos 550 MPa; y/o
la resistencia a la tracción (TS) es de al menos 980 MPa; y/o
el alargamiento total (TE) es de al menos 13%; y/o
la capacidad de expansión del orificio (HEC) es de al menos 20%; y/o
el ángulo de flexión (BA) es de al menos 80°.
Preferiblemente, el fleje laminado en frío y tratado térmicamente posee todas estas propiedades.
Etapas del método
De acuerdo con el método de la invención, un fleje de acero laminado en frío que tiene la composición explicada anteriormente se trata térmicamente para obtener la microestructura y las propiedades. El fleje de acero laminado en frío obtenida mediante laminación en frío se somete a un tratamiento térmico como en una línea de recocido continuo. Un diseño típico del proceso se muestra esquemáticamente en la Figura 3. El fleje de acero laminado en frío se calienta por arriba de la temperatura (Ac3 - 20), por ejemplo, usando una velocidad de calentamiento de al menos 0.5°C/s, preferiblemente en el rango de temperatura de (Ac3 - 20) -(Ac3 20), típicamente a una temperatura de austenización predeterminada T2, y se mantiene durante un período de tiempo t2 dentro de este rango de temperatura (etapa a), y luego se enfría, típicamente usando un enfriamiento de dos etapas en velocidades de enfriamiento controladas, a una temperatura T4 por debajo de Ms, típicamente en el rango de Ms -(Ms - 200) (etapa b). Luego, el fleje de acero es calentado (etapa c), el cual involucra opcionalmente un tratamiento térmico por debajo de Ms, típicamente en el rango T4 - Ms, por encima de Ms y posteriormente se trata en el rango Ms - Bs para el templado durante un tiempo t5 (etapa d), típicamente a una temperatura T5 en el rango de Ms a Bn. Opcionalmente, el fleje de acero se calienta luego a una temperatura T6 en el rango de Bn a Bs durante un período de tiempo t6, que puede ser una temperatura a la cual es posible un tratamiento de galvanización por inmersión en caliente. Finalmente, el fleje de acero se enfría a temperatura ambiente (etapa e). Los parámetros y funciones del proceso en cada etapa se describirán a continuación.
En una primera etapa, el acero laminado en frío se empapa por arriba de (Ac3 - 20), como dentro de un rango de temperatura de (Ac3 - 20) - (Ac3 20) °C, durante un tiempo de remojo t2 de 1-200 segundos para lograr una microestructura totalmente austenítica. El recocido a una temperatura superior a (Ac3 - 20) es necesario porque el fleje de acero que se trata térmicamente de acuerdo con la invención, necesita tener las cantidades requeridas de las fases transformadas a baja temperatura, tales como ferrita bainítica y austenita retenida así como una cantidad predeterminada de ferrita, que se transforman a partir de una fase austenítica única de alta temperatura. Si T2 es inferior a (Ac3 - 20) o el tiempo de recocido t2 es inferior a 1 s, es posible que la transformación inversa a austenita no avance lo suficiente y/o que los carburos de la lámina de acero no se disuelvan lo suficiente y no se garantice una microestructura de fase austenita única. Si T2 es mayor que (Ac3 20), o t2 es superior a 200 segundos, los granos de austenita crecerán, lo que influye en el tamaño y la distribución de la austenita retenida y también ralentiza la cinética de transformación bainítica más adelante en el proceso de sobreenvejecimiento. Se puede formar una cantidad excesiva de martensita fresca formada durante el enfriamiento final como resultado de esta transformación bainítica incompleta, lo que conduce a una mayor resistencia, pero una baja ductilidad y conformabilidad. Además, una estructura única uniforme de austenita con tamaños de grano más grandes puede suprimir la formación de PF y AF en la siguiente sección de enfriamiento, de modo que se obtenga una cantidad insuficiente de ferrita dentro del programa de enfriamiento actual en la línea de producción disponible, y puede ocasionar que el fleje de acero tenga un alargamiento insuficiente. Se ha observado que la uniformidad de la austenita tiene un gran efecto sobre la formación de PF y AF en la sección de enfriamiento. Por consiguiente, la temperatura de recocido debe ser superior a (Ac3 - 20), pero ventajosamente no excede (Ac3 20), preferiblemente en el rango de (Ac3 -15) a (Ac3 15). El tiempo de recocido t2 es de 1 segundo a 200 segundos, preferiblemente de 40 segundos a 150 segundos.
En una etapa de enfriamiento posterior, el fleje austenítico se enfría a una temperatura T4 por debajo de Ms, típicamente en el rango de Ms a Ms - 200. El propósito de este enfriamiento es regular las cantidades de ferritas y martensita dividida, pero previene la formación de perlita.
En una realización de la invención, el fleje de acero así tratado se enfría directamente a la temperatura T4 a una velocidad de enfriamiento V4 de al menos 15°C/s para evitar la formación de perlita pero para permitir formar una pequeña cantidad de AF. Si la tasa de enfriamiento es demasiado baja, se puede formar ferrita en una cantidad excesiva o incluso se puede formar perlita. Preferiblemente, V4 es superior a 20°C/s. Sin embargo, si V4 es demasiado alto, por ejemplo superior a 80°C/s, no se forma suficiente ferrita. Por consiguiente, una tasa de enfiramiento V4 adecuada está en el rango de 15 a 80°C/s, preferiblemente de 20 a 70°C/s para regular la cantidad de ferrita.
En otras realizaciones de la invención, este enfriamiento se puede realizar mediante un enfriamiento de dos etapas para regular la cantidad de ferrita y homogeneizar la temperatura del fleje. Esto se adapta a la mayoría de las líneas de recocido continuo o líneas de galvanizado por inmersión en caliente que incluyen dos secciones de enfriamiento conectadas como las que se utilizan actualmente. El fleje de acero se enfría primero a una temperatura T3 en el rango de 800 - 550°C (denominada sección de enfriamiento lento), preferiblemente en el rango de 750 - 550°C, típicamente a una tasa de enfriamiento de V3 de al menos 1°C/s, tal como 2 - 15°C/s, preferiblemente 3 - 10°C/s. A partir de entonces, el fleje de acero se enfría más hasta la temperatura T4 (denominada sección de enfriamiento rápido), típicamente a una tasa de enfriamiento V4 de al menos 15°C/s, tal como 15 - 80°C/s, preferiblemente 20 - 70°C/s. Como la longitud en cada sección en una línea de recocido continuo es fija, las tasas de enfriamiento V3 y V4 para una velocidad de línea dada se pueden controlar ajustando la temperatura T3. Cuanto mayor es el T3, menor es la V3 y mayor es la V4. Durante este enfriamiento, se pueden formar algunos PF en la sección de enfriamiento lento y algo de a F se puede formar en la sección de enfriamiento rápido. Para una velocidad de línea fija, la cantidad de PF que se forma en la sección de enfriamiento lento depende principalmente de T3 y la cantidad de a F depende principalmente de V4. Por lo tanto, se selecciona T3 en un rango adecuado para ajustar la cantidad de ferrita y evitar la formación de perlita. Si T3 es demasiado baja, por ejemplo, inferior a 550°C, se puede formar PF en una cantidad excesiva en la sección de enfriamiento lento, y AF también se puede formar en una cantidad excesiva en la sección de enfriamiento rápido, o incluso se puede formar perlita si la V4 resultante es inferior a 15°C/s. Si T3 es demasiado elevada, por ejemplo, superior a 800°C, es posible que se forme PF de manera insuficiente y se forme menos AF si la V4 resultante es demasiado alta. Por consiguiente, T3 debe estar en el rango de 800 a 500°C, preferiblemente en el rango de 750 a 600°C/s.
Después de enfriar a la temperatura T4 por debajo de Ms, preferiblemente en el rango de Ms -(Ms - 200), se obtiene cierta cantidad de martensita. Cuanto menor es el T4, más martensita se forma. Para acelerar efectivamente la cinética de transformación bainítica en el siguiente proceso de partición, T4 se ajusta de acuerdo con las composiciones del acero. Para aceros que contienen cantidades más altas de elementos de aleación, se aplica un T4 más bajo. Si T4 es demasiado alto, se forma una cantidad insuficiente de PM. La transformación bainítica de la austenita no transformada no pudo completarse en la etapa de sobreenvejecimiento (partición) y se puede formar demasiada martensita fresca en el siguiente proceso de enfriamiento a temperatura ambiente. Si t 4 es demasiado bajo, se forma demasiada PM y se reduce la cantidad de austenita retenida. Por lo tanto, T4 está preferiblemente en el rango de Ms -(Ms - 200), más preferiblemente (Ms - 50) -(Ms -150). Como la cantidad de PM solo depende de la temperatura T4, el fleje de acero se calienta lo más rápido posible a la temperatura de partición en el rango de Ms - Bs para permitir la utilización del resto del lapso de tiempo totalmente disponible en la sección de sobreenvejecimiento. para la transformación bainítica. En la práctica, dependiendo de la capacidad de calentamiento de una línea de producción y para facilitar la homogeneización de la temperatura del fleje de acero, la duración total t4 de la etapa c) incluyendo cualquier tiempo de mantenimiento opcional es preferiblemente inferior a 10 s, más preferentemente inferior a 5 s. Opcionalmente, la etapa de calentamiento c) puede implicar un breve tratamiento térmico en el rango de temperatura por debajo de Ms, por ejemplo en el rango de Ms -(Ms - 200), tal como en el rango de temperatura de (Ms - 50) -(Ms -150) .
En la etapa d) de tratamiento térmico subsiguiente, el fleje enfriado se trata térmicamente a una temperatura T5 por encima de Ms y por debajo de Bs, preferiblemente por debajo de Bn durante un tiempo t5 en el rango de 30 - 120 segundos. Al calentar y tratar térmicamente a una temperatura T5 en este rango, la austenita no transformada se transforma en ferrita bainítica inferior (LBF) y la partición de carbono se produce en la martensita formada anteriormente. Si T5 es demasiado baja, la transformación bainítica es demasiado lenta, la transformación bainítica es insuficiente durante el sobreenvejecimiento, y se puede formar martensita fresca durante el enfriamiento después del sobreenvejecimiento en cantidades excesivas, lo que aumenta la resistencia, pero reduce el alargamiento requerido. Por otro lado, la partición del carbono puede ser insuficiente para estabilizar la austenita retenida. Si T5 es demasiado alta, se obtiene demasiada HBF en la sección de sobreenvejecimiento, la cual no puede proporcionar la resistencia requerida. El rango preferido para T5 es (Bn-50) a Bn con el fin de lograr la cinética de transformación bainítica rápida. Si el tiempo de tratamiento térmico t5 es inferior a 30 s, la transformación bainítica es incompleta y también la partición de carbono en martensita y bainita es insuficiente. Si t5 es superior a 120s, existe el riesgo de que comiencen a formarse carburos y, por lo tanto, disminuya el contenido de carbono en la austenita retenida. El tiempo máximo para t5 está limitado, entre otras cosas, por el tiempo total disponible a una velocidad dada de la línea de producción. Preferiblemente, t5 está en el rango de 40 a 100 segundos.
Como la temperatura del fleje de acero puede aumentar por el calor latente producido por la transformación de la bainita durante el sobreenvejecimiento, se formará una pequeña cantidad de ferrita bainítica de alta temperatura si el fleje de acero alcanza temperaturas superiores a Bn.
Posteriormente, el fleje así tratado térmicamente se enfría siguiendo la capacidad de la línea de producción a temperatura ambiente durante la cual se puede formar algo de martensita fresca. El fleje de acero se enfría luego por debajo de 300°C a una velocidad de enfriamiento V7 de al menos 1°C/s, preferiblemente al menos 5°C/s, después de lo cual se enfría adicionalmente a temperatura ambiente. El enfriamiento a temperatura ambiente puede ser un enfriamiento forzado o un enfriamiento natural no controlado. En una realización práctica, el fleje de acero tratado térmicamente se enfría a una temperatura T7 en el rango de (Ms - 50) - Mf a una velocidad de enfriamiento V7 en el rango de 5.0 - 10.0°C/s. El enfriamiento adicional desde T7 a temperatura ambiente se realiza preferiblemente a una velocidad de enfriamiento V8 de 5.0 - 20.0°C/s, más preferiblemente de 6.0 - 15.0°C/s.
Ventajosamente, la etapa de calentamiento, antes de la etapa de remojo, se realiza en dos subetapas, que comprenden calentar un fleje laminado en frío a una temperatura T1 en el rango de 680 - 740°C, preferiblemente en el rango de 700 - 720°C, a una velocidad de calentamiento V1 de 10.0 - 30.0°C/s, preferiblemente de 15.0 - 25.0°C/s; y calentar adicionalmente el fleje laminado en frío desde la temperatura T1 hasta la temperatura de remojo T2 a una velocidad de calentamiento V2 de 0.5 - 4.0°C/s, preferiblemente de 1.0 - 3.0°C/s. Durante el calentamiento lento de T1 a la temperatura de remojo T2, se produce la recuperación y recristalización en la ferrita, así como la disolución de carburos y ferrita durante la transformación de austenita. T1 y V2 afectan el avance de estos procesos, las cuales afectan el tamaño del grano de austenita y la homogeneidad de la distribución de los elementos de aleación en la fase de austenita. Ventajosamente, el tiempo de remojo t2 se controla, dependiendo de la velocidad de calentamiento V2, para asegurar la disolución de todos los carburos y evitar un tamaño de grano austenítico grueso.
En una realización, el método de acuerdo con la invención comprende una etapa adicional de tratamiento térmico entre la etapa de tratamiento térmico d) y la etapa de enfriamiento e), en donde el fleje de acero resultante de la etapa d) se somete a un tratamiento térmico adicional en el rango de Bs - Bn, preferiblemente (Bs - 50) - Bn, típicamente a una temperatura fija T6. El tiempo de tratamiento adicional t6 es ventajosamente de 5 a 30 segundos, preferiblemente de 10 a 20 segundos. Este tratamiento térmico adicional aumenta la ferrita bainítica mediante la formación de ferrita bainítica a alta temperatura a partir de la austenita restante para completar la transformación bainítica y, por lo tanto, reduce aún más la cantidad de martensita formada en la siguiente sección de enfriamiento, lo que permite mejorar las propiedades de resistencia y ductilidad. El carbono también se divide aún más en la austenita retenida, lo que la hace más estable. Cuando este tratamiento térmico adicional se aplica en una sección de sobreenvejecimiento dada y, por lo tanto, en un lapso de tiempo total dado en la misma, el tiempo t5 se reduce aún más para cumplir con el lapso de tiempo disponible, por ejemplo, la suma de t4 t5 t6 está en el rango de 30-120 s.
En una realización preferida, este tratamiento térmico adicional comprende un tratamiento de galvanización por inmersión en caliente integrado, en el que el fleje de acero resultante de la etapa c) se recubre con un recubrimiento a base de Zn o aleación de Zn.
El fleje de acero que se ha tratado térmicamente de acuerdo con la invención se puede dotar de un recubrimiento, ventajosamente un recubrimiento a base de zinc o de una aleación de zinc. Ventajosamente, el recubrimiento a base de zinc es un recubrimiento galvanizado o recocido después de la galvanización. El recubrimiento a base de Zn puede comprender una aleación de Zn que contiene Al como elemento de aleación. Una composición de baño de zinc preferida contiene 0.10 a 0.35% de Al, siendo el resto zinc e impurezas inevitables. Otro baño de Zn preferido que comprende Mg y Al como elementos de aleación principales, tiene la composición: 0.5 - 3.8% de Al, 0.5 - 3.0% de Mg, opcionalmente como máximo 0.2% de uno o más elementos adicionales; siendo el resto zinc e impurezas inevitables. Los ejemplos de los elementos adicionales incluyen Pb, Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr y Bi.
El recubrimiento, tal como un recubrimiento protector de Zn o de aleación de Zn, se puede aplicar en una etapa separada. Preferiblemente, se integra una etapa de galvanización por inmersión en caliente en el método de acuerdo con la invención como se explicó anteriormente.
Opcionalmente se puede realizar un tratamiento de laminado templado con el fleje recocido y recubierto de zinc de acuerdo con la invención con el fin de afinar las propiedades de tracción y modificar el aspecto y rugosidad de la superficie dependiendo de los requisitos específicos resultantes del uso previsto.
El fleje de acero laminado en frío como tal se fabrica típicamente de acuerdo con el siguiente proceso general. Se prepara una composición de acero como se describe anteriormente, y se cuela en una losa. La losa colada se procesa mediante laminación en caliente después de recalentarla a una temperatura en el rango de 1100 a 1300°C. Normalmente, el laminado en caliente de la losa se realiza en 5 a 7 soportes hasta las dimensiones finales que son adecuadas para un laminado en frío adicional. Normalmente, el laminado de acabado se realiza en condiciones totalmente austeníticas por arriba de 800°C, ventajosamente 850°C o más. El fleje así obtenido de las etapas de laminación en caliente se puede laminar, por ejemplo, a una temperatura de laminado de típicamente 700°C o menor. El fleje laminado en caliente se decapa y lamina en frío para obtener un fleje de acero laminado en frío con los calibres adecuados. Preferiblemente, la reducción de laminación en frío está en el rango de típicamente 30 a 80%. A fin de reducir la fuerza de laminación durante la laminación en frío, el fleje laminado o la mitad del fleje laminado en frío puede someterse a un recocido por lotes en caliente. La temperatura de recocido por lotes debe estar en el rango de 500 - 700°C.
También se puede aplicar fundición de losas finas, fundición en flejes o similares. En este caso, es aceptable que el método de fabricación omita al menos una parte del proceso de laminación en caliente.
La invención también se refiere a un fleje de acero laminado en frío tratado térmicamente que tiene una composición y microestructura como se describe anteriormente.
La invención también reside en un artículo, tal como un componente estructural, de ingeniería o de automóvil, que se produce a partir del fleje laminado en frío y tratado térmicamente de acuerdo con la invención.
Ejemplos
Se moldearon aceros que tenían las composiciones que se muestran en la Tabla 1 en lingotes de 25 kg de dimensiones de 200 mm x 110 mm x 110 mm usando inducción al vacío. Se utilizó el siguiente programa de proceso para fabricar flejes laminados en frío de 1 mm de espesor:
• Recalentamiento de los lingotes a 1225°C durante 2 horas;
• Laminado rugoso de los lingotes de 140 mm a 35 mm;
• Recalentamiento de los lingotes laminados en bruto a 1200°C durante 30 min;
• Laminado en caliente de 35 mm a 4 mm en 6 pasadas;
• Enfriamiento de la mesa de agotamiento: enfriar desde la temperatura de laminación final (FRT) aproximadamente 850 a 900°C a 600°C a una tasa de 40°C/s;
• Enfriamiento del horno: Los flejes se transfieren a un horno precalentado a 600°C, y luego se enfrían a temperatura ambiente para simular el proceso de enfriamiento;
• Decapado: A continuación, los flejes laminados en caliente se decaparon en HCl a 85°C para eliminar las capas de óxido.
• Laminado en frío: Los flejes laminados en caliente se laminaron en frío a flejes de 1 mm;
• Tratamiento térmico de acuerdo con la invención: Se utilizaron láminas o chapas laminadas en frío de tamaño adecuado para simular el proceso de recocido mediante un simulador de recocido continuo (CASIM). Se mecanizaron muestras para observaciones de microestructura, ensayos de tracción y ensayos de expansión de orificios a partir de los fleje así tratados.
Se realizó dilatometría en las muestras laminadas en frío de dimensiones de 10 mm x 5 mm x 1 mm (longitud a lo largo de la dirección de laminación). Las pruebas de dilatación se realizaron en un dilatómetro de Bahr tipo DIL 805. Todas las mediciones se llevaron a cabo de acuerdo con SEP 1680. Los puntos críticos de transformación de fase Ac3, Ms y Mf se determinaron a partir de las curvas de dilatometría apagadas. Se predijeron Bs y Bn usando el software disponible JmatPro 10. Las fracciones de fase durante el recocido para diferentes parámetros del proceso se determinaron a partir de curvas de dilatación que simulaban los ciclos de recocido.
La microestructura se determinó mediante microscopía óptica (OM) y microscopía electrónica de barrido (SEM) utilizando un programa de procesamiento de imágenes disponible comercialmente. Las microestructuras se observaron a % de espesor en la sección transversal de las direcciones de laminado y normales de un fleje de acero. El Microscopio Electrónico de Barrido (SEM) utilizado para las mediciones de EBSD es una máquina Zeiss Ultra 55 equipada con una Pistola de Emisión de Campo (FEG-Se M) y un sistema EDAX PEGASUS XM 4 HIKARI EBSD. Los barridos de EBSD se capturaron utilizando el software TexSEM Laboratories (TSL) de recopilación de datos OIM (Orientation Imaging Microscopy). Los barridos de EBSD se evaluaron con el software TSL OIM Analysis. El área de barrido de EBSD fue en todos los casos de 100 x 100 pm, con un tamaño de paso de 0.1 pm y una velocidad de barrido de aproximadamente 80 fotogramas por segundo.
La austenita retenida se determinó mediante XRD según DIN EN 13925 en un D8 Discover GADDS (Bruker AXS) con radiación Co-Ka. La determinación cuantitativa de las proporciones de fase se realizó mediante análisis de Rietveld.
Ensayos de tracción - Se mecanizaron piezas de ensayo JIS5 (longitud de calibre = 50 mm; ancho = 25 mm) a partir de los flejes recocidos de modo que la dirección de tracción fuera paralela a la dirección de laminación. Los ensayos de tracción a temperatura ambiente se realizaron en una máquina de ensayo Schenk TREBEL siguiendo la norma NEN-EN10002-1: 2001 para determinar las propiedades de tracción, (límite elástico YS (MPa), resistencia a la rotura por tracción UTS (MPa), alargamiento total Te (%)). Para cada condición, se realizaron tres ensayos de tracción y se informan los valores medios de las propiedades mecánicas.
Prueba de expansión de orificios (prueba de evaluación de capacidad de rebordeado por estiramiento) - Se tomaron muestras de piezas de prueba para probar la capacidad de expansión de orificios (tamaño: 90 x 90 mm) del fleje laminado obtenido. De acuerdo con los estándares de la Federación Japonesa de1Hierro y el Acero JFS T 1001, se perforó un orificio de 10 mm de diámetro en el centro de la pieza de prueba y se empujó hacia arriba un punzón cónico de 60° y se insertó en el orificio. Cuando una grieta penetraba el espesor del fleje, se midió el diámetro del orificio d (mm). La relación de expansión del orificio A (%) se calculó mediante la siguiente ecuación: A(%)={(d-d0)/d0}*100, siendo d0 10 mm.
Prueba de flexión: se prepararon especímenes de flexión (40 mm * 30 mm) desde direcciones paralelas y transversales a las de laminación a partir de cada una de las condiciones y se probaron mediante una prueba de flexión de tres puntos de acuerdo con la norma VDA 238-100. Los experimentos se detuvieron en diferentes ángulos de flexión y se inspeccionó la superficie doblada del especímen para identificar fallas con el fin de determinar el ángulo de flexión (BA). Los ángulos de flexión de las muestras con eje de flexión paralelo a la dirección de laminación son menores que los de las muestras con eje de flexión perpendicular a la dirección de laminación. Para cada tipo de prueba, se probaron tres muestras y se presentan los valores promedio de tres pruebas para cada condición.
Los parámetros del proceso se presentan en la Tabla 2 usando las indicaciones de la Figura 3. En CASIM, el fleje de acero se enfría de V4 a T4 y luego se calienta a T5 en 5 s.
Las microestructuras resultantes y las propiedades de tracción se dan en la Tabla 3. El acero A53 (ejemplo 6 y 7) no pudo alcanzar la resistencia a la tracción o el alargamiento requeridos porque no se cumple la condición de (10C Mn Cr). Los ejemplos 14 y 20 muestran que si la cantidad de (PF a F HBF) no es lo suficientemente alta, no se puede alcanzar el alargamiento requerido.
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Claims (15)

REIVINDICACIONES
1. Un método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío, cuyo método comprende las etapas de:
a) remojar un fleje de acero laminado en frío por arriba de (Ac3 - 20) durante un tiempo de remojo t2 de 1 - 200 segundos, obteniendo así un fleje de acero laminado en frío que tiene una microestructura austenítica;
b) enfriar el fleje de acero empapado resultante de la etapa a) a una temperatura T4 en el rango de Ms -(Ms - 200); c) calentar el fleje de acero enfriado resultante de la etapa b) a un rango de temperatura de Bs - Ms
d) tratar térmicamente el fleje de acero calentado en el rango de temperatura de Bs - Ms durante un período de tiempo t5 de 30 - 120 segundos;
e) enfriar el fleje de acero tratado térmicamente a temperatura ambiente;
de tal manera que el fleje de acero tenga una microestructura (en % en vol.) que comprenda
ferrita poligonal (PF): 0 -10 ; ferrita poligonal (PF) ferrita acicular (AF) ferrita bainítica superior (HBF): 5 - 30; ferrita bainítica inferior (LBF) martensita dividida (PM): 50 - 85; austenita retenida (RA): 5 - 20; martensita (M): 0 -15;
en el que el fleje de acero tiene una composición (en porcentaje en masa) que comprende
C: 0.15 -0.28;
Mn: 1.70 -3.00;
Si: 0.50 -2.00;
Al: 0.01 -0.60;
P: menos de 0.050;
S: menos de 0.020;
N: menos de 0.0080;
en el que la suma (Si Al) es > 0.60; y
en el que 10C Mn Cr > 3.85 y 8.5 < (Mn Cr)/C < 16; opcionalmente uno o más elementos seleccionados entre
0 < Cr < 1.00;
0 < Cu < 0.20;
0 < Ni < 0.50;
0 < Mo < 0.50;
0 < Nb < 0.10;
0 < V < 0.10;
0 < Ti < 0.10;
0 < B < 0.0030;
0 < Ca < 0.0050;
0 < REM < 0.0100, en el que REM es uno o más metales de tierras raras;
y el resto es hierro e impurezas inevitables.
2. El método de acuerdo con la reivindicación 1, en el que la etapa c) implica el tratamiento térmico del fleje enfriado de la etapa b) a una temperatura T4 en el rango de temperatura de Ms -(Ms - 200), más preferiblemente en el rango de temperatura de (Ms - 50) -(Ms -150), en el que preferiblemente la duración total t4 de la etapa c) está en el rango de 1 -10 segundos, más preferiblemente en el rango de 1 - 5 segundos.
3. El método de acuerdo con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, en el que la etapa a) comprende empapar un fleje de acero laminado en frío dentro de un rango de temperatura de (Ac3 - 20) -(Ac3 20), preferiblemente dentro de un rango de temperatura de (Ac3 -15) -(Ac3 15), preferiblemente durante un tiempo de remojo t2 de 30 - 150 s.
4. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que la etapa b) comprende enfriar el fleje de acero empapado de la etapa a) a la temperatura T4 a una tasa de enfriamiento suficiente para evitar la formación de perlita.
5. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que la etapa b) comprende una subetapa de enfriamiento del fleje de acero empapado resultante de la etapa a) a una temperatura T3 en el rango de 800 - 550°C, preferiblemente en el rango de 750 - 600°C, a una tasa de enfriamiento V3 de al menos 1°C/s, preferiblemente a una tasa de enfriamiento V3 de 2.0 - 15.0°C/s, más preferiblemente a una tasa de enfriamiento V3 de 3.0 - 10.0°C/s.
6. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que la etapa b) comprende una subetapa de enfriamiento del fleje de acero empapado desde una temperatura T3 en el rango de 800 - 550°C, preferiblemente en el rango de 750 - 600°C, a T4 a una tasa de enfriamiento V4 de al menos 15°C/s, preferiblemente a una tasa de enfriamiento V4 de 20.0 - 70.0°C/s.
7. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, antes de la etapa a) que comprende además calentar un fleje laminado en frío a una temperatura superior a (Ac3 - 20) a una tasa de calentamiento de al menos 0.5°C/s, que comprende preferiblemente calentar el fleje laminado en frío a una temperatura T1 en el rango de 800 - 550°C, preferiblemente en el rango de 750 - 600°C, a una tasa de calentamiento V1 de 10.0 - 30.0°C/s, preferiblemente a una tasa de calentamiento V1 de 15.0 - 25.0°C/s; y calentar adicionalmente el fleje laminado en frío desde la temperatura T1 hasta una temperatura superior a (Ac3 - 20), preferiblemente al rango de temperatura de (Ac3 - 20) -(Ac3 20), más preferiblemente (Ac3 -15) -(Ac3 15), a una tasa de calentamiento V2 de 0.5 - 4.0°C/s, preferiblemente 1.0 - 3.0°C/s.
8. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que en la etapa d) el tratamiento térmico se realiza en el rango de Bn -(Ms 50), preferiblemente durante un período de tiempo t5 de 40 -100 segundos.
9. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, que comprende una etapa de tratamiento térmico adicional entre las etapas d) y e) de tratamiento térmico del fleje de acero resultante de la etapa c) en el rango de Bs - Bn, preferiblemente (Bs - 50) - Bn, preferiblemente durante un periodo de tiempo t6 de 5 - 30 segundos, más preferiblemente durante un periodo de tiempo t6 de 10 - 20 segundos.
10. El método de acuerdo con la reivindicación 9, en el que la etapa de tratamiento térmico adicional comprende un tratamiento de galvanización por inmersión en caliente.
11. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes 1 - 9, que comprende después del tratamiento térmico adicional una etapa de recubrimiento para recubrir el fleje de acero tratado térmicamente con un recubrimiento protector, preferiblemente un recubrimiento de Zn o de aleación de Zn.
12. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que la microestructura comprende en % en volumen:
ferrita poligonal (PF): 0 -5;
ferrita poligonal (PF) ferrita acicular (AF) ferrita bainítica superior (HBF): 10 - 25;
ferrita bainítica inferior (LBF) martensita dividida (PM): 55 - 80;
austenita retenida (RA): 7 -15;
martensita (M): 0 -10;
y/o en el que el contenido de C en la austenita retenida (RA) es de 0.90% en peso o más, preferiblemente de 0.95% en peso o más.
13. El método de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que el fleje de acero resultante tiene al menos una, preferiblemente todas, las siguientes propiedades:
el límite elástico (YS) es al menos 550 MPa; y/o
la resistencia a la tracción (TS) es al menos 980 MPa; y/o
el alargamiento total (TE) es al menos 13%; y/o
la capacidad de expansión del orificio (HEC) es al menos el 20 %; y/o
el ángulo de flexión (BA) es al menos 80°.
14. Fleje de acero laminado en frío tratado térmicamente que tiene una composición (en % en masa) que comprende:
C: 0.15 -0.28;
Mn: 1.70 - 3.00;
Si: 0.50 -2.00;
Al: 0.01 -0.60;
P: menos de 0.050;
S: menos de 0.020;
N: menos de 0.0080
en el que la suma (Si Al) es > 0.60; y
en el que 10C Mn Cr > 3.85 y 8.5 < (Mn Cr)/C < 16; y opcionalmente uno o más elementos seleccionados de
0 < C r< 1.00;
0 < Cu < 0.20;
0 < Ni < 0.50;
0 < Mo < 0.50;
0 < Nb <0.10;
0 < V < 0.10;
0 < Ti < 0.10;
0 < B < 0.0030;
0 < Ca < 0.0050;
0 < REM < 0.0100, donde REM es uno o más metales de tierras raras;
y el resto es hierro e impurezas inevitables;
y una microestructura (en % en volumen) que comprende
ferrita poligonal (PF): 0 -10;
ferrita poligonal (PF) ferrita acicular (AF) ferrita bainítica superior (HBF): 5 - 30;
ferrita bainítica inferior (LBF) martensita dividida (PM): 50 - 85,
austenita retenida (RA): 5 - 20;
martensita (M): 0 -15 ;
15. El fleje de acero laminado en frío tratado térmicamente de acuerdo con reivindicación 14 que tiene al menos una, preferiblemente todas, las siguientes propiedades:
el límite elástico (YS) es al menos 550 MPa; y/o
la resistencia a la tracción (TS) es al menos 980 MPa; y/o
el alargamiento total (TE) es al menos 13%; y/o
la capacidad de expansión del orificio (HEC) es al menos 20 %; y/o
el ángulo de flexión (BA) es al menos 80°.
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