ES2925182T3 - Lámina de acero de alta conformabilidad para la fabricación de piezas estructurales ligeras y procedimiento de fabricación - Google Patents

Lámina de acero de alta conformabilidad para la fabricación de piezas estructurales ligeras y procedimiento de fabricación Download PDF

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Abstract

Una lámina de acero que tiene una composición que comprende, en peso: 0,010 % <= C <= 0,080 %, 0,06 % <= Mn <= 3 %, Si <= 1,5 %, 0,005 % <= Al <= 1,5 %, S <= 0,030 %, P <= 0,040 %, Ti y B tales que: 3,2 % <= Ti <= 7,5 % y (0,45xTi) - 1,35 <= B <= (0,45xTi) - 0,43, opcionalmente Ni <= 1 %, Mo <= 1 %, Cr <= 3 %, Nb <= 0,1 % , V <= 0,1 %, siendo el resto hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición. La chapa de acero tiene una estructura constituida por ferrita, como máximo un 10% de austenita, y precipitados constituidos por precipitados eutécticos de TiB2, siendo la fracción volumétrica de precipitados de TiB2 respecto a toda la estructura de al menos un 9%, siendo la proporción de precipitados de TiB2 un área superficial inferior a 8 μm2 siendo de al menos el 96%. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Lámina de acero de alta conformabilidad para la fabricación de piezas estructurales ligeras y procedimiento de fabricación
[0001] La invención se refiere a la fabricación de láminas de acero o piezas estructurales que combinan un módulo de alta elasticidad E en tensión, una baja densidad d y una alta procesabilidad, especialmente una alta castabilidad y alta conformabilidad y ductilidad.
[0002] Se sabe que el rendimiento mecánico en rigidez de los elementos estructurales varía como Ex/d, dependiendo el coeficiente x del modo de carga externa (por ejemplo, en tensión o en flexión) y de la geometría de los elementos (placas, barras). Por lo tanto, los aceros que presentan tanto un módulo de alta elasticidad como una densidad baja tienen altos rendimientos mecánicos.
[0003] Este requisito se aplica más particularmente en la industria automotriz, donde el aligeramiento de los vehículos y la seguridad son preocupaciones constantes. Con el fin de producir piezas de acero con un módulo de elasticidad aumentado y una densidad reducida, se propuso incorporar en el acero partículas de cerámica de diversos tipos, tales como carburos, nitruros, óxidos o boruros. Tales materiales tienen, de hecho, un módulo de elasticidad más alto, variando de aproximadamente 250 a 550 GPa, que el de los aceros de base, que es de alrededor de 210 GPa, en el que se incorporan. El endurecimiento se logra mediante la transferencia de carga entre la matriz de acero y las partículas de cerámica bajo la influencia de una tensión. Este endurecimiento se incrementa aún más debido al refinamiento del tamaño de grano de la matriz por parte de las partículas de cerámica. Para fabricar estos materiales que comprenden partículas cerámicas distribuidas uniformemente en una matriz de acero, se conocen procedimientos que se basan en la metalurgia de polvos (pulvimetalurgia): en primer lugar, se producen polvos cerámicos de geometría controlada, mezclándose estos con polvos de acero, correspondiendo así, para el acero, a una adición extrínseca de partículas cerámicas. La mezcla en polvo se compacta en un molde y a continuación se calienta a una temperatura tal que esta mezcla experimenta sinterización. En una variante del procedimiento, los polvos metálicos se mezclan para crear las partículas cerámicas durante la fase de sinterización.
[0004] Este tipo de procedimiento, sin embargo, sufre de varias limitaciones. Especialmente, requiere condiciones cuidadosas de fundición y procesamiento para no causar una reacción con la atmósfera, teniendo en cuenta la alta área de superficie específica de los polvos metálicos. Además, incluso después de las operaciones de compactación y sinterización, pueden permanecer porosidades residuales, actuando tales porosidades como sitios de iniciación de daño durante el tensado cíclico. Además, la composición química de las interfaces matriz/partícula, y por lo tanto su cohesión, es difícil de controlar dada la contaminación superficial de los polvos antes de la sinterización (presencia de óxidos y carbono). Además, cuando se añaden partículas de cerámica en gran cantidad, o cuando están presentes determinadas partículas grandes, las propiedades de alargamiento disminuyen. Finalmente, este tipo de procedimiento es adecuado para la producción de bajo volumen, pero no puede cumplir con los requisitos de producción en masa en la industria automotriz, y los costos de fabricación asociados con este tipo de procedimiento de fabricación son altos.
[0005] También se propusieron procedimientos de fabricación basados en la adición extrínseca de polvos cerámicos en el metal líquido. Sin embargo, estos procedimientos presentan la mayoría de los inconvenientes mencionados anteriormente. Más particularmente, se puede mencionar la dificultad de dispersar homogéneamente las partículas, teniendo dichas partículas una tendencia a aglomerarse o a asentarse o flotar en el metal líquido.
[0006] Entre las cerámicas conocidas que podrían usarse para aumentar las propiedades del acero se encuentra en particular el diboruro de titanio TiB2, que tiene las siguientes características intrínsecas:
Módulo de elasticidad: 583 GPa;
Densidad relativa: 4,52.
[0007] Con el fin de producir una lámina de acero o pieza que tenga un módulo de elasticidad aumentado y una densidad reducida, evitando al mismo tiempo los problemas mencionados anteriormente, se propuso producir láminas de acero con una composición con contenidos de C, Ti y B de modo que los precipitados de TiB2, Fe2B y/o TiC se formen tras la fundición.
[0008] Por ejemplo, el documento EP 2703510 describe un procedimiento para fabricar una lámina de acero que tiene una composición que comprende del 0,21 % al 1,5% de C, del 4 % al 12 % de Ti y del 1,5 % al 3 % de B, con 2,22*B <Ti, comprendiendo el acero precipitados de TiC y TiB2 que tienen un tamaño promedio de menos de 10 |jm. Las láminas de acero se producen mediante la colada del acero en forma de un semiproducto, por ejemplo, un lingote, a continuación el recalentamiento, el laminado en caliente y, opcionalmente, el laminado en frío para obtener una lámina de acero. Con dicho procedimiento se puede obtener un módulo de elasticidad en tensión comprendido entre 230 y 255 GPa.
[0009] Sin embargo, esta solución también sufre de varias limitaciones, que surgen tanto de la composición como del procedimiento de fabricación, y que conducen a problemas de castabilidad, así como problemas de conformabilidad durante el procedimiento de fabricación y durante las etapas de formación posteriores realizadas en la lámina de acero para producir una pieza:
- En primer lugar, dichos aceros tienen una temperatura de líquidus baja (alrededor de 1300 °C, de modo que la solidificación comienza a una temperatura relativamente baja. Además, el TiB2, TiC y/o Fe2B precipitan en una etapa temprana del procedimiento de colado, al comienzo de la solidificación. La presencia de estos precipitados y la baja temperatura dan como resultado un endurecimiento del acero y conducen a problemas reológicos, no solo durante el procedimiento de colado, sino también durante las operaciones posteriores de corte y laminado del cultivo. En particular, los precipitados aumentan la dureza en caliente de la cubierta solidificada en contacto con el molde, causando defectos superficiales y aumentando los riesgos de ruptura. En consecuencia, durante el procedimiento de fabricación se producen defectos superficiales, sangrados y grietas. Además, debido a la alta dureza, el intervalo de tamaños alcanzables para las láminas de acero laminadas en caliente o laminadas en frío es limitada. Como ejemplo, las láminas de acero de 1 metro de ancho que tienen un espesor inferior a 3,5 mm no se pueden producir en algunos laminadores de bandas en caliente debido a la limitación de la potencia de laminación.
[0010] En segundo lugar, a pesar del tamaño promedio relativamente pequeño de los precipitados, la distribución de tamaño de los precipitados es amplia. Por lo tanto, el acero comprende una fracción sustancial de precipitados gruesos, que afectan negativamente a la conformabilidad, especialmente a la ductilidad y la dureza del acero, tanto durante el procedimiento de fabricación de la lámina como durante las operaciones de conformación posteriores para producir una pieza.
[0011] Además, el documento EP 1897963 describe un procedimiento para fabricar una lámina de acero que tiene una composición que comprende del 0,010 % al 0,20 % de C, del 2,5 % al 7,2 % de Ti y 0,45xTi - 0,35 % < B < 0,45xTi 0,70 %, comprendiendo el acero precipitados de TiB2. Sin embargo, este documento no aborda el problema de procesabilidad mencionado anteriormente.
[0012] Por lo tanto, la invención tiene como objetivo resolver los problemas anteriores, en particular para proporcionar una lámina de acero que tenga un módulo de elasticidad específico aumentado en tensión junto con una alta conformabilidad, especialmente una alta ductilidad y una alta dureza. La invención también tiene como objetivo proporcionar un procedimiento de fabricación de dicha lámina de acero, en el que no se encuentren los problemas anteriores.
[0013] El módulo de elasticidad en tensión en este caso designa el módulo de Young en la dirección transversal, medido por una medición dinámica del módulo de Young, por ejemplo, mediante un procedimiento de frecuencia de resonancia.
[0014] El módulo de elasticidad específico en tensión en este caso se refiere a la relación entre el módulo de elasticidad en tensión y la densidad del acero. La densidad se determina, por ejemplo, utilizando un picnómetro de helio.
[0015] Con ese fin, la invención se refiere a una lámina de acero hecha de un acero según la reivindicación adjunta 1. La invención también se refiere a un procedimiento para fabricar la lámina de acero, un procedimiento para fabricar una pieza estructural y una pieza estructural. La invención es como se expone en las reivindicaciones adjuntas.
[0016] La lámina de acero de la invención está hecha de una composición de acero que comprende, en porcentaje en peso:
0,010 % < C < 0,080 %
0,06 % < Mn < 3 %
Si < 1,5 %
0,005 % < Al < 1,5 %
S < 0,030 %
P < 0,040 %,
Ti y B tales que:
3,2 % < Ti < 7,5 %
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) - 0,43
opcionalmente uno o más elementos seleccionados de entre:
Ni < 1 %
Mo < 1 %
Cr < 3 %
Nb < 0,1 %
V < 0,1 %
siendo el resto hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición, teniendo dicha lámina de acero una estructura que consiste en ferrita, como máximo un 10 % de austenita, y precipitados, comprendiendo dichos precipitados eutécticos de TiB2, siendo la fracción de volumen de precipitados de TiB2 con respecto a toda la estructura de al menos un 9 %, teniendo la proporción de precipitados de TiB2 un área superficial inferior a 8 |jm2 que es de al menos el 96 %.
[0017] De hecho, los inventores han descubierto que con esta composición, el contenido en Ti libre del acero es de al menos el 0,95 %, y que debido a este contenido en Ti libre, la estructura del acero permanece principalmente ferrítica a cualquier temperatura por debajo de la temperatura de líquidus. Como resultado, la dureza en caliente del acero se reduce significativamente en comparación con los aceros del estado de la técnica, de modo que la castabilidad y la conformabilidad en caliente se incrementan considerablemente.
[0018] Además, los inventores han descubierto que controlar la distribución de tamaño de los precipitados de TiB2 conduce a una alta conformabilidad, especialmente a una alta ductilidad y tenacidad, a altas y bajas temperaturas, de modo que se mejora la capacidad de laminación en frío y caliente del acero, y se pueden producir piezas con formas complejas.
[0019] Las realizaciones ventajosas de la invención se especifican en las reivindicaciones dependientes.
[0020] De hecho, los inventores han descubierto que controlar el enfriamiento de la solidificación de modo que la velocidad de solidificación sea de al menos 0,03 cm/s en cada ubicación del producto, especialmente en el núcleo del producto, permite controlar la distribución de tamaño de los precipitados de TiB2. Además, la colada bajo la forma de un semiproducto delgado, con la composición de la invención permite lograr tales altas velocidades de solidificación.
[0021] Otras características y ventajas de la invención se harán evidentes a lo largo de la descripción a continuación, proporcionada a modo de ejemplo no limitativo y con referencia a las figuras adjuntas en las cuales: - La Figura 1 es una micrografía que ilustra el mecanismo de daño de precipitados individuales de TiB2 grueso, - La Figura 2 es una micrografía que ilustra el mecanismo de daño de precipitados individuales de TiB2 fino, - La Figura 3 es una micrografía que ilustra precipitados finos de TiB2 después de una colisión de estos precipitados, - La Figura 4 es una micrografía que ilustra precipitados de TiB2 gruesos después de una colisión de estos precipitados, - La Figura 5 es un gráfico que ilustra la reducción en el área obtenida a través de una prueba de tracción a altas temperaturas para un acero de la invención y un acero comparativo,
- La Figura 6 es una micrografía que ilustra la estructura de una lámina de acero según la invención, a lo largo de un plano longitudinal ubicado a % del espesor de la lámina de acero,
- Las Figuras 7 y 8 son micrografías que ilustran la estructura de las láminas de acero comparativas, a lo largo de un plano longitudinal ubicado a % del espesor de las láminas de acero,
- La Figura 9 es una micrografía que ilustra la estructura de la lámina de acero de la Figura 6, a lo largo de un plano longitudinal ubicado a la mitad del espesor de la lámina de acero,
- Las Figuras 10 y 11 son micrografías que ilustran la estructura de las láminas de acero comparativas de las figuras 7 y 8, a lo largo de un plano longitudinal ubicado a la mitad del espesor de las láminas de acero,
- La Figura 12 ilustra las curvas de límite de formación para las láminas de acero de las Figuras 6-11,
- Las Figuras 13 y 14 son micrografías que ilustran los daños de la lámina de acero de las Figuras 7 y 10 después del laminado en frío, a lo largo de un plano longitudinal ubicado en la superficie de la lámina de acero laminada en frío y a lo largo de un plano longitudinal ubicado a la mitad del espesor de la lámina de acero laminada en frío respectivamente,
- La Figura 15 es un gráfico que ilustra el Kcv de energía de Charpy de la lámina de acero de las Figuras 6 y 9 y de la lámina de acero de las Figuras 8 y 11.
[0022] En cuanto a la composición química del acero, el contenido de carbono se adapta para lograr el nivel de resistencia deseado. Por esta razón, el contenido de carbono es de al menos el 0,010 %.
[0023] Sin embargo, el contenido de C debe limitarse para evitar la precipitación primaria de TiC y/o Ti(C,N) en el acero líquido, y la precipitación de TiC y/o Ti(C,N) durante la solidificación eutéctica y en la fracción de fase sólida, que de otro modo podría producirse debido al alto contenido de Ti del acero. De hecho, la precipitación de TiC y Ti(C,N) en el acero líquido deterioraría la castabilidad al aumentar la dureza en caliente de la cubierta solidificada durante la colada y conducir a grietas en el producto de colada. Además, la presencia de precipitados de TiC disminuye el contenido de Ti libre en el acero y, por lo tanto, inhibe el papel alfagenoide de Ti. Por estas razones, el contenido de C debe ser de como máximo el 0,080 %. Preferentemente, el contenido de C es de como máximo el 0,050 %.
[0024] En un contenido de al menos el 0,06 %, el manganeso aumenta la capacidad de endurecimiento y contribuye al endurecimiento de la solución sólida y, por lo tanto, aumenta la resistencia a la tracción. Se combina con cualquier azufre presente, reduciendo así el riesgo de agrietamiento en caliente. Sin embargo, si el contenido de Mn es superior al 3 %, la estructura del acero no será principalmente ferrítica a todas las temperaturas, por lo que la dureza en caliente del acero será demasiado alta, como se explica en más detalle a continuación.
[0025] El silicio contribuye eficazmente a aumentar la resistencia a la tracción mediante el endurecimiento por solución sólida. Sin embargo, la adición excesiva de Si provoca la formación de óxidos adherentes que son difíciles de eliminar por decapado, y la posible formación de defectos superficiales debido, en particular, a una falta de humectabilidad en las operaciones de galvanización por inmersión en caliente. Para garantizar una buena capacidad de recubrimiento, el contenido de Si no debe exceder el 1,5 %.
[0026] En un contenido de al menos el 0,005 %, el aluminio es un elemento muy eficaz para desoxidar el acero. Sin embargo, en un contenido superior al 1,5 %, se produce una precipitación primaria excesiva de alúmina, lo que perjudica la castabilidad del acero.
[0027] Preferentemente, el contenido de Al es menor o igual al 1,3 %, para lograr una castabilidad mejorada adicional.
[0028] En un contenido superior al 0,030 %, el azufre tiende a precipitarse en cantidades excesivamente grandes en forma de sulfuros de manganeso, que reducen en gran medida la conformabilidad en frío y caliente del acero. Por lo tanto, el contenido de S es de como máximo el 0,030 %.
[0029] El fósforo es un elemento que se segrega en los límites de grano. Su contenido no debe exceder el 0,040 % para mantener suficiente ductilidad en caliente, evitando así el agrietamiento, y para evitar el agrietamiento en caliente durante las operaciones de soldadura.
[0030] Opcionalmente, se puede añadir níquel y/o molibdeno, aumentando estos elementos la resistencia a la tracción del acero. Por razones de costes, las adiciones de Ni y Mo se limitan cada una al 1 %.
[0031] Opcionalmente, se puede añadir cromo para aumentar la resistencia a la tracción, limitándose el contenido de Cr a como máximo el 3 % por razones de coste. El Cr también promueve la precipitación de boruros. Sin embargo, la adición de Cr por encima del 0,080 % puede promover la precipitación de boruros de (Fe, Cr), en detrimento de los precipitados de TiB2. Por lo tanto, el contenido de Cr es preferentemente de como máximo el 0,080 %.
[0032] También opcionalmente, el niobio y el vanadio se pueden añadir en una cantidad igual o inferior al 0,1 % para obtener un endurecimiento complementario en forma de carbonitruros precipitados finos.
[0033] El titanio y el boro juegan un papel muy importante en la invención. De hecho, Ti y B precipitan bajo la forma de precipitados de TiB2 que aumentan significativamente el módulo de elasticidad en tensión E del acero. TiB2 puede precipitarse en una etapa temprana del procedimiento de fabricación, especialmente bajo la forma de TiB2 primario que se precipita en el acero líquido, y/o como precipitados eutécticos.
[0034] Sin embargo, los inventores han descubierto que los precipitados de TiB2 pueden conducir a un aumento en la dureza en caliente de la cubierta solidificada durante la colada y, por lo tanto, resulta en la formación de grietas en el producto de colada, en la aparición de defectos superficiales y en una disminución en la capacidad de laminación en caliente del acero que limitan el intervalo de espesor accesible para la lámina de acero laminada en caliente.
[0035] Sorprendentemente, los inventores han descubierto que si el contenido de Ti y el contenido de B se ajustan de manera que el contenido de Ti libre (en adelante Ti*) sea mayor o igual al 0,95 %, la dureza en caliente del acero se reduce significativamente. De hecho, los inventores han descubierto que bajo esta condición, el acero permanece principalmente ferrítico, es decir, comprende como máximo el 10 % de austenita, independientemente de la temperatura (por debajo del líquidus), especialmente durante la solidificación y el laminado en caliente, lo que conduce a una disminución de la dureza en caliente del acero en comparación con un acero que experimenta una transformación alotrópica de más del 10 % en el enfriamiento. Por lo tanto, la castabilidad y la ductilidad en caliente del acero se mejoran en gran medida, a pesar de la formación de TiB2 en el acero durante la solidificación.
[0036] El "Ti libre" en este caso designa el contenido de Ti no unido bajo la forma de precipitados.
[0037] Además, un contenido de Ti* de al menos el 0,95 % reduce en gran medida, e incluso suprime la formación de Fe2B que perjudicaría la ductilidad.
[0038] Preferentemente, el contenido de Ti* es mayor o igual que 0,92+0,58xMn, donde Mn designa el contenido de Mn en el acero. De hecho, el Mn es un elemento gammagénico que puede favorecer la presencia de austenita en la estructura. Por lo tanto, el Ti* se ajusta preferentemente dependiendo del contenido de Mn para asegurar que el acero permanezca principalmente ferrítico independientemente de la temperatura.
[0039] Sin embargo, el contenido de Ti* debe permanecer por debajo del 3 %, ya que no se obtendría ningún efecto técnico beneficioso significativo de un contenido de Ti* superior al 3 %, a pesar del mayor costo de la adición de titanio.
[0040] Con el fin de garantizar una precipitación de TiB2 suficiente, y al mismo tiempo permitir que el contenido de Ti* alcance el 0,95 %, el contenido de Ti debe ser de al menos el 3,2 %. Si el contenido de Ti es inferior al 3,2 %, la precipitación de TiB2 no es suficiente, lo que impide un aumento significativo en el módulo de elasticidad en tensión, que sigue siendo inferior a 220 GPa.
[0041] Sin embargo, si el contenido de Ti es mayor al 7,5 %, la precipitación primaria gruesa de TiB2 puede producirse en el acero líquido y causar problemas de castabilidad en el semiproducto, así como una reducción de la ductilidad del acero que conduce a una mala capacidad de laminación en caliente y en frío.
[0042] Por lo tanto, el contenido de Ti está comprendido entre el 3,2 % y el 7,5 %.
[0043] Además, para garantizar un contenido de Ti* de al menos el 0,95 %, el contenido de boro debe ser de como máximo (0,45xTi) - 0,43, designando Ti el contenido de Ti en porcentaje en peso.
[0044] Si B > (0,45xTi) - 0,43, el contenido de Ti* no alcanzará el 0,95 %. De hecho, el contenido de Ti* se puede evaluar como Ti*= Ti - 2,215xB, designando B el contenido de B en el acero. Como consecuencia, si B > (0,45xTi) - 0,43, la estructura del acero no será principalmente ferrítica durante las operaciones de colada y laminación en caliente, de modo que su ductilidad en caliente se verá reducida, lo que puede conducir a la formación de grietas y/o defectos de superficie durante las operaciones de colada y laminación en caliente.
[0045] Si el objetivo es un contenido de Ti* mayor o igual que 0,92+0,58xMn, el contenido de boro debe ser de como máximo (0,45xTi) -(0,261 xMn) - 0,414, designando Ti y Mn el contenido de Ti y Mn en porcentaje en peso.
[0046] Si B > (0,45xTi) -(0,261 xMn) - 0,414, el contenido de Ti* no alcanzará 0,92+0,58Mn.
[0047] Sin embargo, el contenido de boro debe ser mayor o igual que (0,45xTi) - 1,35 para garantizar una precipitación suficiente de TiB2. Además, un contenido de B inferior a (0,45xTi) -1,35 correspondería a un contenido de Ti* superior al 3 %.
[0048] El resto es hierro y elementos residuales resultantes de la fabricación del acero.
[0049] Según la invención, la estructura del acero es principalmente ferrítica independientemente de la temperatura (por debajo de Tliquidus). Por "principalmente ferrítico", debe entenderse que la estructura del acero consiste en ferrita, precipitados (especialmente precipitados de TiB2) y como máximo el 10 % de austenita.
[0050] Por lo tanto, la lámina de acero según la invención tiene una estructura que es principalmente ferrítica a todas las temperaturas, especialmente a temperatura ambiente. La estructura de la lámina de acero a temperatura ambiente es generalmente ferrítica, es decir, no comprende austenita.
[0051] El tamaño del grano ferrítico es generalmente inferior a 6 pm.
[0052] La fracción de volumen de los precipitados de TiB2 es de al menos un 9 %, para obtener un módulo de elasticidad en tensión E de al menos 230 GPa.
[0053] La fracción de volumen de los precipitados de TiB2 es preferentemente de al menos un 12 %, para obtener un módulo de elasticidad en tensión E de al menos 240 GPa.
[0054] Los precipitados de TiB2 resultan principalmente de una precipitación eutéctica muy fina tras la solidificación, siendo el área de superficie media de los precipitados de TiB2 preferentemente inferior a 8,5 pm2, aun preferentemente inferior a 4,5 pm2, aun preferentemente inferior a 3 pm2.
[0055] Los inventores han descubierto que el tamaño de los precipitados de TiB2 en el acero influyen en las propiedades del acero, en particular en la resistencia al daño del producto durante su fabricación, especialmente en su capacidad de laminación en frío y en caliente, en la resistencia al daño de la lámina de acero, especialmente durante la operación de conformación, en su resistencia a la fatiga, en su tensión de fractura y su tenacidad.
[0056] Sin embargo, los inventores han descubierto que el factor principal para garantizar una alta resistencia al daño y, por lo tanto, una alta conformabilidad es la distribución de tamaño de los precipitados de TiB2.
[0057] De hecho, los inventores han descubierto que en un acero que comprende precipitados de TiB2, los daños que se producen durante la fabricación, especialmente durante las etapas de laminación en caliente y/o en frío y las operaciones de conformación adicionales, pueden resultar de los daños sufridos por los precipitados individuales y de las colisiones entre los precipitados.
[0058] Especialmente, el inicio del daño de los precipitados individuales de TiB2 proviene de la acumulación de dislocaciones en la interfaz entre la ferrita y los precipitados de TiB2, y depende del tamaño de los precipitados de TiB2. En particular, la tensión de fractura de los precipitados de TiB2 es una función decreciente del tamaño del precipitado de TiB2. Si el tamaño de algunos de los precipitados de TiB2 aumenta de tal manera que la tensión de fractura de estos precipitados se vuelve menor que la tensión de disbonding (delaminación) de interfaz, el mecanismo de daño cambia del disbonding de interfaz a la fractura de los precipitados de TiB2, lo que conduce a una disminución significativa de la ductilidad, la conformabilidad y la tenacidad.
[0059] Este cambio en el mecanismo de daño se ilustra en las Figuras 1 y 2.
[0060] La Figura 1 ilustra el daño de un precipitado de TiB2 grueso bajo tensión de compresión durante el laminado en frío: en ese caso, el precipitado de TiB2 se fractura a lo largo de una dirección paralela a la tensión de compresión, bajo una tensión relativamente baja.
[0061] Por el contrario, la Figura 2 ilustra el disbonding de la interfaz de precipitados de TiB2 más pequeños durante el laminado en frío, por la aparición de cavidades en la interfaz entre la matriz ferrítica y los precipitados de TiB2.
[0062] En consecuencia, si una lámina de acero, aunque tiene precipitados de TiB2 con un tamaño medio reducido, comprende precipitados de TiB2 grandes, estos precipitados de TiB2 grandes causarán un cambio en el mecanismo de daño del acero y una disminución de las propiedades mecánicas del acero.
[0063] Además, los inventores han descubierto que los daños resultantes de las colisiones entre los precipitados de TiB2 son tanto más importantes que el hecho de que el tamaño de estos precipitados sea grande. En particular, mientras que una colisión entre precipitados de TiB2 gruesos da como resultado una fractura de estos precipitados, una colisión de precipitados de TiB2 pequeños no conduce a dicha fractura.
[0064] Las Figuras 3 y 4 ilustran precipitados de diferentes tamaños además de una colisión.
[0065] Especialmente, las Figuras 3 y 4 ilustran precipitados finos y precipitados de TiB2 grandes después de una colisión, respectivamente. Estas figuras muestran que la colisión de los precipitados grandes condujo a una fractura de uno de los precipitados que colisionaron, mientras que la colisión de los precipitados finos no resultó en ningún daño.
[0066] Con el fin de garantizar una alta ductilidad, conformabilidad y tenacidad, los inventores han descubierto que la distribución del tamaño de los precipitados de TiB2 debe ser tal que la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 sea de al menos el 96 %.
[0067] Además, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 debe ser preferentemente de al menos el 80 %, y la proporción de precipitados de TiB2 que tiene un área superficial inferior a 25 pm2 debe ser preferentemente del 100 %.
[0068] La proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2, 8 pm2 o 25 pm2 se define como el número de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2, 8 pm2 o 25 pm2, dividido por el número de precipitados de TiB2 y multiplicado por un factor 100.
[0069] La proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2, 8 pm2 o 25 pm2 se determina preferentemente en un espécimen preparado mediante el uso de una técnica metalográfica estándar para la preparación de superficies y grabado con reactivo nital, mediante análisis de imágenes utilizando de un microscopio electrónico de barrido (SEM).
[0070] Especialmente, en el núcleo de la lámina, la distribución del tamaño de los precipitados de TiB2 debe ser tal que la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 sea de al menos el 96 %, y preferentemente tal que la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 sea de al menos el 80 %, aun preferentemente tal que la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 pm2 sea del 100 %.
[0071] Al considerar una lámina que tiene una forma generalmente rectangular que tiene una longitud 11 en una dirección longitudinal, un ancho w1 en la dirección transversal y un espesor t i en la dirección del espesor, el núcleo de la lámina se define como la parte de la lámina que se extiende sobre la longitud / i y sobre el ancho w1, en la dirección del espesor de la lámina, desde un primer extremo ubicado en el 45 % del espesor total t1 de la lámina hasta un segundo extremo ubicado en el 55 % del espesor total t1 de la lámina.
[0072] De hecho, los inventores han descubierto que bajo esta condición, los daños se producen por el disbonding de la interfaz, de modo que la cinética del daño se retrasa. Además, bajo esta condición, los daños que pueden resultar de las colisiones entre precipitados de TiB2 se reducen en gran medida.
[0073] Como consecuencia, la conformabilidad y la ductilidad de la lámina de acero durante su fabricación y uso mejoran considerablemente.
[0074] En particular, se aumenta la relación de reducción que se puede lograr a través del laminado en frío y se aumenta la conformabilidad, de modo que se puedan formar piezas con formas complejas.
[0075] Es fundamental tener una proporción de precipitados de TiB2 que tengan un área superficial inferior a 8 |jm2 de al menos el 96 %. De hecho, los inventores han descubierto que por debajo de este valor, los precipitados de TiB2 grueso causan un cambio en el mecanismo de daño, como se ha explicado anteriormente, lo que reduce drásticamente la resistencia al daño del acero.
[0076] Además, la lámina de acero según la invención comprende ninguna o una pequeña fracción de precipitados de TiC, permaneciendo la fracción de volumen de precipitados de TiC en la estructura inferior al 0,5 %, generalmente inferior al 0,36 %.
[0077] De hecho, como se ha explicado anteriormente, los precipitados de TiC, si estuvieran presentes, se habrían formado en el acero líquido y habrían deteriorado la castabilidad del acero, de modo que una fracción de los precipitados de TiC en la estructura superior al 0,5 % daría como resultado grietas y/o defectos superficiales en la lámina de acero. La presencia de precipitados de TiC disminuye aún más la ductilidad del acero.
[0078] Además, debido al alto contenido de Ti*, la lámina de acero no comprende ningún precipitado de Fe2B, siendo la fracción de volumen de precipitados de Fe2B en la estructura del 0 %. La ausencia de precipitados de Fe2B aumenta la ductilidad de la lámina de acero.
[0079] La lámina de acero, ya sea laminada en caliente o laminada en frío, tiene una tenacidad muy alta, incluso a bajas temperaturas. Especialmente, la temperatura de transición del modo dúctil al modo mixto es inferior a -20 °C, y el Kcv de energía de Charpy de la lámina de acero es generalmente superior o igual a 25 J/cm2 a -40 °C, y superior o igual a 20 J/cm2 a -60 °C.
[0080] La lámina de acero tiene un módulo de elasticidad en tensión E de al menos 230 GPa, generalmente de al menos 240 GPa, una resistencia a la tracción TS de al menos 640 MPa y un límite elástico de al menos 250 MPa antes de cualquier procedimiento de skin-pass (acabado de laminación). Por lo tanto, una lámina no sometida a skinpass según la invención generalmente tiene un límite elástico de al menos 250 MPa.
[0081] La alta resistencia a la tracción, de al menos 640 MPa, se logra especialmente debido al pequeño tamaño y la distribución de tamaño de los precipitados de TiB2 en el acero de la invención, debido al efecto Hall-Petch y al aumento del endurecimiento por deformación.
[0082] El módulo de elasticidad en tensión es una función creciente de la fracción de precipitados de TiB2.
[0083] Especialmente, se logra un módulo de elasticidad en tensión E de al menos 230 GPa con una fracción de precipitados de TiB2 del 9 % o más. En la realización preferida donde la fracción de volumen de precipitados de TiB2 es de al menos un 12 %, se logra un módulo de elasticidad en tensión E de al menos 240 GPa.
[0084] Además, la presencia de precipitados de TiB2 conduce a una disminución de la densidad del acero.
[0085] Como consecuencia, la lámina de acero de la invención tiene un módulo de elasticidad específico muy alto en tensión.
[0086] Un procedimiento para fabricar una lámina de acero según la invención se implementa de la siguiente manera.
[0087] Se proporciona un acero con la composición según la invención, y a continuación el acero se somete a colada para obtener un semiproducto.
[0088] La colada se realiza a una temperatura inferior o igual a Tliquidus+40 °C, designando Tliquidus la temperatura del líquidus del acero.
[0089] De hecho, una temperatura de colada superior a Tliquidus 40 °C podría conducir a la formación de precipitados de TiB2 gruesos.
[0090] La temperatura de líquidus T i¡qu¡dus del acero de la invención generalmente está comprendida entre 1290 °C y 1310 °C. Por lo tanto, la temperatura de colada generalmente debe ser de como máximo 1350 °C.
[0091] La colada se lleva a cabo para formar, tras la colada, un producto delgado, que tiene un espesor de como máximo 110 mm, especialmente una losa delgada o una tira delgada.
[0092] Con ese fin, la colada se realiza preferentemente mediante producción de tiras compactas, para formar una losa delgada que tiene un espesor inferior o igual a 110 mm, preferentemente de como máximo 70 mm, o mediante colada directa de tiras entre rodillos giratorios opuestos, para formar una tira delgada que tiene un espesor inferior o igual a 6 mm.
[0093] En cualquier caso, el espesor del semiproducto deberá ser de como máximo 110 mm, y preferentemente de como máximo 70 mm.
[0094] Por ejemplo, el semiproducto se somete a colada en forma de una losa delgada que tiene un espesor comprendido entre 15 mm y 110 mm, preferentemente entre 15 mm y 70 mm, por ejemplo entre 20 mm y 70 mm.
[0095] La colada del semiproducto bajo la forma de un semiproducto delgado, por ejemplo, una losa o tira delgada, mejora la procesabilidad del acero al limitar el daño del acero durante las operaciones de laminado y conformado.
[0096] De hecho, la colada del semiproducto bajo la forma de un semiproducto delgado, por ejemplo, una losa o tira delgada permite el uso durante las etapas de laminación posteriores de una tasa de reducción más baja para lograr el espesor deseado.
[0097] Una disminución en la tasa de reducción limita el daño del acero que puede resultar de las colisiones de los precipitados de TiB2 durante las operaciones de laminado en caliente y en frío.
[0098] Sobre todo, la colada bajo la forma de un semiproducto delgado permite lograr precipitados de TiB2 muy finos, de modo que el daño que puede resultar de las colisiones de precipitados de TiB2 y el daño de precipitados individuales de TiB2 se reducen, como se ha explicado anteriormente.
[0099] Especialmente, la colada bajo la forma de un semiproducto delgado permite un control fino de la velocidad de solidificación al enfriarse a través del espesor de la lámina, asegura una velocidad de solidificación lo suficientemente rápida en todo el producto y minimiza la diferencia en la velocidad de solidificación entre la superficie del producto y el núcleo del producto.
[0100] De hecho, es necesario lograr una velocidad de solidificación suficiente y homogénea para obtener precipitados de TiB2 muy finos, no solo en la superficie del producto, sino también en el núcleo del semiproducto. Al considerar un semiproducto que tiene una forma generalmente rectangular que tiene una longitud 12 en una dirección longitudinal, un ancho w2 en la dirección transversal y un espesor t2 en la dirección del espesor, el núcleo (o región de núcleo) del semiproducto se define como la parte del semiproducto que se extiende sobre la longitud 12 y sobre el ancho w2, en la dirección del espesor del semiproducto, desde un primer extremo ubicado en el 45 % del espesor total t2 del semiproducto, hasta un segundo extremo ubicado en el 55 % del espesor total del semiproducto.
[0101] Los inventores han descubierto además que para obtener precipitados de TiB2 muy finos de modo que la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 sea de al menos el 96 %, las condiciones de enfriamiento durante la solidificación deben ser tales que el acero se solidifique con una velocidad de solidificación igual o superior a 0,03 cm/s, hasta 5 cm/s, en cada ubicación del semiproducto.
[0102] Debido a la disminución de la velocidad de solidificación desde la superficie hasta el núcleo del producto, una velocidad de solidificación de al menos 0,03 cm/s en cada ubicación implica que la velocidad de solidificación en el núcleo del producto es de al menos 0,03 cm/s, hasta 5 cm/s.
[0103] Además, si el semiproducto se somete a colada bajo la forma de una tira delgada, especialmente mediante colada directa entre rodillos contrarrotativos, para formar una tira delgada que tenga un espesor inferior o igual a 6 mm, la velocidad de solidificación está comprendida entre 0,2 cm/s y 5 cm/s en cada ubicación del semiproducto.
[0104] De hecho, los inventores han descubierto que una velocidad de solidificación de al menos 0,03 cm/s en cada ubicación, especialmente en el núcleo del producto, permite obtener precipitados de TiB2 muy finos, no solo en la superficie del producto, sino también en todo el espesor del producto, de modo que la superficie de área media es inferior a 8,5 pm2 y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 es de al menos el 96 %. Además, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 es de al menos el 80 %, y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 pm2 es del 100 %.
[0105] Especialmente, una velocidad de solidificación de al menos 0,03 cm/s en la región de núcleo del producto permite obtener precipitados de TiB2 muy finos en la región de núcleo del semiproducto, de modo que la superficie del área media es inferior a 8,5 pm2 y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 es de al menos el 96 %. Además, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 es de al menos el 80 %, y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 pm2 es del 100 %.
[0106] Por el contrario, si la velocidad de solidificación de al menos algunas partes del producto es inferior a 0,03 cm/s, se formarán precipitados de TiC y/o precipitados de TiB2 gruesos durante la solidificación.
[0107] El control de las velocidades de enfriamiento y solidificación con respecto a los valores anteriores se logra debido a la colada del acero en forma de un semiproducto delgado con un espesor inferior a 110 mm, y a la composición del acero.
[0108] Especialmente, la colada en forma de un semiproducto delgado resulta en una alta velocidad de enfriamiento a través del espesor del producto y en una mejor homogeneidad de la velocidad de solidificación desde la superficie hasta el núcleo del producto.
[0109] Además, debido al alto contenido de Ti* del acero, el acero se solidifica principalmente como ferrita. Especialmente, el acero solidificado tiene una estructura principalmente ferrítica desde el inicio de la solidificación y durante todo el procedimiento de solidificación, permaneciendo la fracción de austenita en el acero en como máximo el 10 %. Por lo tanto, no se produce ninguna transformación de fase o esta es muy limitada durante el enfriamiento.
[0110] Como resultado, el acero se puede enfriar por rehumectación, en lugar de por ebullición de la película, lo que permite alcanzar velocidades de solidificación muy altas.
[0111] La ebullición de película es un modo de enfriamiento en el que una capa delgada de vapor de fluido de enfriamiento, que tiene una conductividad térmica baja, se interpone entre la superficie del acero y el fluido de enfriamiento líquido. En la ebullición de la película, el coeficiente de transferencia de calor es bajo. Por el contrario, el enfriamiento por rehumectación se produce cuando la capa de vapor se fractura, y el fluido de enfriamiento entra en contacto con el acero. Este modo de enfriamiento se produce cuando la temperatura de la superficie del acero es inferior a la temperatura de Leidenfrost. El coeficiente de transferencia de calor logrado a través de la rehumectación es mayor que el coeficiente de transferencia de calor alcanzable a través de la ebullición de la película, de modo que se aumenta la velocidad de solidificación. Sin embargo, si las transformaciones de fase se producen durante el enfriamiento por rehumectación, el acoplamiento entre la rehumectación y la transformación de fase induce altas tensiones en el acero que resultan en grietas y defectos superficiales.
[0112] Por lo tanto, los aceros que soportan una transformación alotrópica significativa durante la solidificación no se pueden enfriar por rehumectación.
[0113] Por el contrario, en los aceros de la invención, que comprenden como máximo el 10 % de austenita a cualquier temperatura, se produce poca o ninguna transformación de fase después de la solidificación, y el acero puede por lo tanto enfriarse por rehumectación.
[0114] Por lo tanto, se pueden lograr velocidades de solidificación muy altas.
[0115] Al final de la solidificación, la estructura del acero es principalmente ferrítica y comprende precipitados de TiB2 eutécticos muy finos.
[0116] Además, debido a la estructura principalmente ferrítica del acero tan pronto como comienza la solidificación, no se produce ninguna o poca transformación de 8 ferrita en austenita durante la solidificación (es decir, como máximo el 10 % de 8 ferrita se transforma en austenita durante la solidificación), de modo que se evitan las contracciones locales que resultarían de esta transformación, que podrían conducir a grietas en el semiproducto.
[0117] En particular, en ausencia de una transformación significativa de 8 ferrita en austenita, no se produce precipitación inducida por peritéctica durante la solidificación. Tal precipitación inducida peritécticamente, que se produce en las dendritas, podría conducir a una disminución de la ductilidad en caliente e inducir grietas, especialmente durante el laminado en caliente adicional.
[0118] Por lo tanto, el semiproducto solidificado tiene una muy buena calidad de superficie y comprende muy pocas grietas o ninguna.
[0119] Además, la solidificación del acero como principalmente ferrita, en comparación con una estructura que comprende más del 10 % de austenita en la solidificación, reduce en gran medida la dureza del acero solidificado, en particular la dureza de la cubierta solidificada.
[0120] Especialmente, la dureza del acero es aproximadamente un 40 % menor que la de un acero comparable que tendría una estructura que comprende más del 10 % de austenita durante la solidificación.
[0121] La baja dureza en caliente del acero solidificado resulta en una reducción de los problemas reológicos que involucran la cubierta solidificada, especialmente evita la aparición de defectos superficiales, depresión y sangrados en el producto de colada.
[0122] Además, la baja dureza en caliente del acero solidificado también garantiza una alta ductilidad en caliente del acero, en comparación con los grados alotrópicos.
[0123] Debido a la alta ductilidad en caliente del producto, se evita la formación de grietas, que de otro modo aparecerían durante las operaciones de flexión y enderezamiento del procedimiento de colado y/o durante el posterior laminado en caliente.
[0124] Después de la solidificación, el semiproducto se enfría hasta el final de la temperatura de enfriamiento que es preferentemente de no menos de 700 °C. Al final del enfriamiento, la estructura del semiproducto permanece principalmente ferrítica.
[0125] A continuación, el semiproducto se calienta, desde el final de la temperatura de enfriamiento hasta aproximadamente 1200 °C, se descascarilla y a continuación se lamina en caliente.
[0126] Durante el descascarillado, la temperatura de la superficie del acero es preferentemente de al menos 1050 °C. De hecho, por debajo de 1050 ° C, los óxidos líquidos se solidificarán en la superficie del semiproducto, lo que puede causar defectos en la superficie.
[0127] Preferentemente, el semiproducto se lamina directamente en caliente, es decir, no se enfría a una temperatura inferior a 700 °C antes del laminado en caliente, de modo que la temperatura del semiproducto permanezca en cualquier momento superior o igual a 700 °C entre la colada y el laminado en caliente. El laminado directo en caliente del semiproducto permite reducir el tiempo necesario para homogeneizar la temperatura del semiproducto antes del laminado en caliente y, por lo tanto, limitar la formación de óxidos líquidos en la superficie del semiproducto.
[0128] Además, el semiproducto de colada es generalmente quebradizo a bajas temperaturas, de modo que el laminado en caliente directo del semiproducto permite evitar grietas que de otro modo podrían producirse a bajas temperaturas debido a la fragilidad del semiproducto de colada.
[0129] El laminado en caliente se realiza, por ejemplo, en un intervalo de temperatura comprendido entre 1100 °C y 900 °C, preferentemente entre 1050 °C y 900 °C.
[0130] Como se ha explicado anteriormente, la ductilidad en caliente del semiproducto es muy alta, debido a la estructura principalmente ferrítica del acero. De hecho, durante el laminado en caliente no se produce en el acero ninguna transformación de fase o esta es pequeña, lo que reduciría la ductilidad.
[0131] Como consecuencia, la capacidad de laminación en caliente del semiproducto es satisfactoria, incluso con una temperatura de acabado de laminado en caliente de 900 °C, y se evita la aparición de grietas en la lámina de acero durante el laminado en caliente.
[0132] Por ejemplo, se obtienen láminas de acero laminadas en caliente que tienen un espesor comprendido entre 1,5 mm y 4 mm, por ejemplo, comprendido entre 1,5 mm y 2 mm.
[0133] Después del laminado en caliente, la lámina de acero se enrolla preferentemente. A continuación, la lámina de acero laminada en caliente se decapa preferentemente, por ejemplo, en un baño de HCI, para garantizar una buena calidad de la superficie
[0134] Opcionalmente, si se desea un espesor inferior, la lámina de acero laminada en caliente se somete a laminado en frío, para obtener una lámina de acero laminada en frío que tiene un espesor inferior a 2 mm, por ejemplo, comprendido entre 0,9 mm y 1,2 mm.
[0135] Dichos espesores se logran sin producir ningún daño interno significativo. Esta ausencia de daños significativos se debe especialmente a la colada bajo la forma de un semiproducto delgado y a la composición del acero.
[0136] De hecho, dado que la lámina laminada en frío se produce a partir de un producto delgado, se reducen las relaciones de reducción en caliente y en frío necesarias para lograr un espesor determinado. Por lo tanto, se reduce la aparición de colisiones entre los precipitados de TiB2, que podrían conducir a daños.
[0137] Además, debido a la distribución de tamaño de los precipitados de TiB2, lograda gracias al bajo espesor del semiproducto y a la composición, se pueden lograr relaciones de reducción en frío de hasta el 40 %, e incluso de hasta el 50 % sin producir ningún daño interno significativo.
[0138] De hecho, dado que el acero no comprende precipitados de TiB2 grueso, los daños se producen por el disbonding de la interfaz, por lo que la cinética de daño se retrasa. Además, la colisión de los precipitados del TiB2, debido a sus pequeños tamaños, no provoca ningún daño significativo.
[0139] Como consecuencia, la aparición de daños durante el laminado en frío es muy reducida.
[0140] Después del laminado en frío, la lámina de acero laminada en frío puede someterse a un recocido. El recocido se realiza, por ejemplo, calentando la lámina de acero laminada en frío a una velocidad de calentamiento media comprendida preferentemente entre 2 y 4 °C/s, hasta una temperatura de recocido comprendida entre 800 °C y 900 °C, y manteniendo la lámina de acero laminada en frío a esta temperatura de recocido durante un tiempo de recocido generalmente comprendido entre 45 s y 90 s.
[0141] La lámina de acero así obtenida, que puede ser laminada en caliente o en frío, tiene una estructura principalmente ferrítica, es decir, consiste en ferrita, como mucho un 10 % de austenita, y precipitados. Generalmente, la lámina de acero así obtenida tiene una estructura ferrítica a temperatura ambiente, es decir, una estructura que consiste en ferrita y precipitados, sin austenita.
[0142] La lámina de acero así obtenida comprende precipitados de TiB2, que son precipitados de TiB2 eutécticos, siendo la fracción de volumen de precipitados de TiB2 de al menos el 9 %.
[0143] La proporción de precipitados de TiB2 en la lámina de acero que tienen un área superficial inferior a 8 |jm2 es de al menos el 96 %. Además, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 jm 2 es preferentemente de al menos el 80 %, y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 jm 2 es preferentemente del 100 %.
[0144] Este es especialmente el caso en la región del núcleo de la lámina.
[0145] La lámina de acero obtenida de este modo comprende una cantidad muy pequeña de precipitados de TiC, debido al bajo contenido de C del acero y al procedimiento de fabricación, y a la ausencia de precipitación inducida por peritéctica durante la solidificación. La fracción de volumen de precipitados de TiC en la estructura es, en particular, inferior al 0,5 %, generalmente inferior al 0,36 %.
[0146] La lámina de acero obtenida de este modo no comprende precipitados de Fe2B.
[0147] Con este procedimiento de fabricación, se evita la formación de defectos superficiales y grietas en el producto de colada y la lámina de acero.
[0148] Especialmente, la reducción de la dureza lograda debido al alto contenido de Ti* permite evitar la aparición de defectos superficiales, depresión y sangrados en el producto de colada.
[0149] Además, la lámina de acero así obtenida tiene una gran conformabilidad, tenacidad y resistencia a la fatiga, de modo que las piezas con geometría compleja pueden producirse a partir de dichas láminas.
[0150] Especialmente, se minimizan los daños en la lámina de acero que pueden resultar del laminado en caliente y/o en frío, de modo que el acero tiene una ductilidad mejorada durante las operaciones de conformado posteriores y una tenacidad mejorada.
[0151] Además, el módulo de alta elasticidad en tensión del acero según la invención reduce la recuperación elástica después de las operaciones de conformación y por lo tanto aumenta la precisión dimensional en las piezas terminadas.
[0152] Para producir una pieza, la lámina de acero se corta para producir una pieza en bruto, y la pieza en bruto se deforma, por ejemplo, por estiramiento o flexión, en un intervalo de temperatura comprendido entre 20 y 900 °C.
[0153] Ventajosamente, los elementos estructurales se fabrican soldando una lámina de acero o pieza en bruto según la invención a otra lámina de acero o pieza en bruto, que tiene una composición idéntica o diferente, y que tiene un espesor idéntico o diferente, para obtener un montaje soldado con propiedades mecánicas variables, que se puede deformar adicionalmente para producir una pieza.
[0154] Por ejemplo, la lámina de acero según la invención puede soldarse a una lámina de acero hecha de un acero que tiene una composición que comprende, en porcentaje en peso:
0,01 % < C < 0,25 %
0,05 % < Mn < 2 %
Si < 0,4 %
Al < 0,1 %
Ti < 0,1 %
Nb < 0,1 %
V < 0,1 %
Cr < 3 %
Mo < 1 %
Ni < 1 %
B < 0,003 %
siendo el resto hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición.
Ejemplos:
[0155] Como ejemplos y comparación, se han fabricado láminas hechas de composiciones de aceros según la tabla I, expresándose los elementos en porcentaje en peso.
Tabla 1
Figure imgf000013_0001
[0156] En la Tabla 1, el valor subrayado no es según la invención.
[0157] Estos aceros fueron colados en forma de semiproductos:
- el acero A se coló de forma continua en forma de losa con un espesor de 65 mm (muestra 11),
- el acero B se coló en forma de lingote de 300 kg, con una sección de 130 mm x 130 mm (muestra R1), - el acero C se coló en forma de una losa delgada con un espesor de 45 mm (muestra R2).
[0158] Las velocidades de solidificación durante la solidificación de los productos de colada se evaluaron en la superficie y en el núcleo de los productos, y se informan en la Tabla 2 a continuación.
Tabla 2
Figure imgf000013_0002
[0159] En la Tabla 2, los valores subrayados no son según la invención.
[0160] La muestra I1 se coló bajo la forma de una losa delgada, con un espesor inferior a 110 mm.
[0161] Además, la composición (A) de la muestra I1 es según la invención, y por lo tanto tiene un contenido en Ti libre de al menos el 0,95 %, de modo que durante la solidificación, no se produjo ninguna o poca transformación de fase, permitiendo el enfriamiento por rehumectación.
[0162] Debido al bajo espesor del producto de colada y al enfriamiento por rehumectación, la velocidad de solidificación para la muestra I1 podría ser superior a 0,03 cm/s, incluso en el núcleo del semiproducto.
[0163] Por el contrario, la muestra R1 tiene una composición (B) según la invención, pero no se coló como un semiproducto delgado, siendo su espesor mayor que 110 mm.
[0164] Como consecuencia, la velocidad de solidificación no pudo alcanzar los valores objetivo, ni en el núcleo ni en la superficie del semiproducto.
[0165] La muestra R2 no tiene una composición (C) según la invención, siendo su contenido de B mayor que (0,45xTi) - 0,43. Por lo tanto, la muestra R2 tiene un contenido en Ti libre inferior al 0,95 % (0,75 %).
[0166] Por lo tanto, incluso si el acero se colaba bajo la forma de una tira delgada, se produjo una transformación de fase importante durante la solidificación, de modo que el enfriamiento no se pudo realizar por rehumectación. Como resultado, la velocidad de solidificación no alcanzó 0,03 cm/s en el núcleo del producto.
[0167] Los inventores han investigado la conformabilidad en caliente de las muestras I1 y R2.
[0168] Especialmente, la conformabilidad en caliente de las muestras coladas I1 y R2 se evaluó mediante la realización de pruebas de compresión por deformación en plano caliente con diversas tasas de deformación como temperaturas que varían entre 950 °C y 1200 °C.
[0169] Con ese fin, se tomaron muestras de especímenes de Rastegaiev como muestras coladas I1 y R2. Los especímenes se calentaron a una temperatura de 950 °C, 1000 °C, 1100 °C o 1200 ° C, y a continuación se comprimieron por dos punzones, ubicados en lados opuestos del espécimen, con diversas tasas de deformación de 0,1 s-1, 1 s-1, 10 s-1 o 50 s-1. Se determinaron las tensiones, y para cada prueba, se evaluó la tensión máxima.
[0170] La Tabla 3 a continuación informa a cada temperatura y para cada una de las muestras I1 y R2 la fracción de austenita en la estructura a esta temperatura, y la tensión máxima determinada a cada temperatura para cada tasa de deformación.
Tabla 3
Figure imgf000014_0001
[0171] Estos resultados muestran que la tensión máxima alcanzada para la muestra I1 es mucho menor que para la muestra R2, cualquiera que sea la temperatura comprendida entre 950 °C y 1200 °C y cualquiera que sea la tasa de deformación, siendo la tensión máxima para el acero I1 de hasta un 67 % menor que la tensión máxima alcanzada para el acero R2.
[0172] Esta reducción de la tensión máxima resulta especialmente de la diferencia entre la estructura de la muestra 11, que es principalmente ferrítica a todas las temperaturas, y la estructura de la muestra R2, que soporta la transformación de fase y se vuelve austenítica a altas temperaturas. Esta reducción implica que a altas temperaturas, la dureza del acero de la invención se reduce en gran medida en comparación con un acero que tiene un contenido de Ti* inferior al 0,95 %, mejorando así la conformabilidad en caliente.
[0173] La conformabilidad en caliente de las muestras coladas I1 y R2 se evaluó adicionalmente mediante la realización de una prueba de tracción a alta temperatura en un simulador termomecánico Gleeble.
[0174] Especialmente, la reducción del área se determinó a temperaturas que variaban entre 600 °C y 1100 °C.
[0175] Los resultados de estas pruebas, ilustrados en la Figura 5, muestran que la ductilidad en caliente de la muestra I1 permanece alta incluso a temperaturas decrecientes, especialmente a temperaturas comprendidas entre 800 °C y 900 °C, mientras que la ductilidad de la muestra R2 disminuye drásticamente con la temperatura.
[0176] Como consecuencia, la muestra I1 puede procesarse a temperaturas más bajas que la muestra R2. Por el contrario, durante el procedimiento de fabricación, la aparición de grietas o sangrados en la muestra I1 se reducirá en gran medida en comparación con la muestra R2.
[0177] Los inventores han caracterizado adicionalmente los precipitados de TiB2 de los productos de colada en muestras tomadas de % del espesor de las muestras 11, R1 y R2, y una muestra tomada de la mitad del espesor de la muestra I1 mediante análisis de imágenes utilizando un microscopio electrónico de barrido (SEM). Las muestras para el examen microscópico se prepararon utilizando una técnica metalográfica estándar para la preparación de la superficie y se grabaron con reactivo nital.
[0178] Las distribuciones de tamaño se informan en la Tabla 4 a continuación
[0179] Como se muestra en la Tabla 4, la muestra R1 comprende un alto porcentaje de precipitados gruesos, que tienen un área superficial superior a 8 |jm2
[0180] La muestra R2 comprende una fracción mayor de precipitados de TiB2 pequeños que la muestra R1. Sin embargo, el porcentaje de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 jm 2 para la muestra R2 no alcanza el 96 %.
[0181] Por el contrario, la muestra I1 tiene una fracción muy alta de precipitados de TiB2 con un área de como máximo 8 jm 2, especialmente superior al 96 %. Además, la fracción de precipitados de TiB2 con un área de como máximo 3 jm 2 es superior al 80 %, y todos los precipitados de TiB2 tienen un área inferior o igual a 25 jm 2
Tabla 4
Figure imgf000015_0001
[0182] En la Tabla 4, los valores subrayados no son según la invención.
[0183] Además, después de la solidificación, la muestra I1 se calentó hasta una temperatura de 1200 °C, a continuación se laminó en caliente con una temperatura de laminación final de 920 °C, para producir una lámina laminada en caliente con un espesor de 2,4 mm.
[0184] La lámina de acero laminada en caliente I1 se laminó adicionalmente en frío con una relación de reducción del 40 % para obtener una lámina laminada en frío que tiene un espesor de 1,4 mm.
[0185] Después del laminado en frío, la lámina de acero I1 se calentó con una velocidad de calentamiento promedio de 3 °C/s hasta una temperatura de recocido de 800 °C y se mantuvo a esta temperatura durante 60 s.
[0186] Después de la solidificación, las muestras R1 y R2 se enfriaron hasta temperatura ambiente, a continuación se recalentaron hasta una temperatura de 1150 °C y se laminaron en caliente con una temperatura de laminación final de 920 °C para producir una lámina laminada en caliente con un espesor de 2,2 mm y 2,8 mm, respectivamente.
[0187] Las microestructuras de las láminas laminadas en caliente producidas a partir de las muestras 11, R1 y R2 se investigaron recolectando muestras en ubicaciones situadas a % del espesor de las láminas y a la mitad del espesor de las láminas, para observar la estructura a lo largo del plano longitudinal a media distancia entre el núcleo y la superficie de las láminas y en el núcleo de las láminas respectivamente.
[0188] Las microestructuras se observaron con un microscopio electrónico de barrido (SEM) después del grabado con el reactivo Klemm.
[0189] La microestructura de los aceros 11, R1 y R2 a % del espesor se muestra en las Figuras 6, 7 y 8, respectivamente.
[0190] La microestructura de las láminas de acero 11, R1 y R2 a la mitad del espesor se muestra en las Figuras 9, 10 y 11 respectivamente.
[0191] Estas figuras muestran que la estructura del acero I1 es muy fina, tanto a % de espesor como en el núcleo del producto.
[0192] Por el contrario, la estructura del acero R1, que se enfrió con velocidades de solidificación más bajas, comprende granos gruesos.
[0193] La estructura del acero R2, aunque comprende granos finos a % de espesor, también comprende granos gruesos, especialmente en el núcleo del semiproducto.
[0194] En general, la estructura del acero I1 es muy homogénea, mientras que las estructuras de los aceros R1 y R2 comprenden cada uno granos con tamaños muy diferentes.
[0195] Los inventores han investigado adicionalmente la conformabilidad en frío de los aceros 11, R1 y R2.
[0196] La conformabilidad en frío de los aceros se evaluó en láminas de aceros producidas a partir de aceros colados 11, R1 y R2 con pruebas de deformación plana.
[0197] Especialmente, se recogieron muestras de las láminas hechas de aceros 11, R1 y R2, y se determinaron las curvas de límite de formación para aceros 11, R1 y R2. Estas curvas de límite de formación se ilustran en la Figura 12, y las mediciones se informan en la Tabla 5 a continuación.
[0198] Como se muestra en la Figura 12 y la Tabla 5, el acero I1 tiene una conformabilidad mejorada en comparación con los aceros R1 y R2.
[0199] Sin limitarse a una teoría, se cree que la presencia de precipitados de TiB2 gruesos en los aceros R1 y R2, incluso en una pequeña cantidad, promueve la localización de la deformación durante las operaciones de conformación, en el presente caso durante la flexión, lo que conduce a una conformabilidad más deficiente que el acero 11. Se piensa además que la localización puede resultar del daño temprano de los precipitados de TiB2 grueso que colisionan.
[0200] Por el contrario, el acero I1 no comprende precipitados gruesos, lo que minimiza la colisión de los precipitados de TiB2 y, por lo tanto, mejora la conformabilidad.
Tabla 5
Figure imgf000016_0001
[0201] Para confirmar la influencia del tamaño de los precipitados de TiB2 en la conformabilidad, los inventores sometieron a laminado en frío una lámina de acero laminado en caliente R1, obtenida a través del procedimiento descrito anteriormente, con una relación de reducción en frío del 50 %. Después del laminado en frío, la lámina de acero R1 se calentó con una velocidad de calentamiento promedio de 3 °C/s hasta una temperatura de recocido de 800 °C y se mantuvo a esta temperatura durante 60 s.
[0202] A continuación, los inventores recolectaron especímenes de la superficie y del núcleo de la lámina de acero laminada en frío R1 (después del recocido), y observaron estos especímenes mediante microscopía electrónica de barrido.
[0203] Las estructuras observadas en la superficie y en el núcleo se ilustran en las Figuras 13 y 14 respectivamente.
[0204] Como se aprecia en estas figuras, el espécimen recogido de la superficie de la lámina comprende pocos daños, a diferencia del espécimen recogido del núcleo, en el que se observa un daño importante.
[0205] Estas observaciones confirman que los precipitados de TiB2 gruesos, que se encuentran principalmente en el núcleo de la lámina debido a la menor velocidad de solidificación en esta parte, causan daños durante la deformación y, por lo tanto, degradan la conformabilidad del acero.
[0206] La capacidad de flexión de los aceros 11, R1 y R2 se evaluó mediante la realización de una prueba de flexión del borde (también denominada prueba de brida de 90°) en muestras recolectadas de las láminas de acero laminadas en caliente hechas de aceros 11, R1 y R2, y de la lámina de acero laminada en frío (después del recocido) hecha de acero 11.
[0207] Las muestras se mantuvieron entre una almohadilla de presión y una matriz, y se deslizó una matriz deslizante para doblar la parte de la muestra que sobresale de la almohadilla y la matriz. La prueba de flexión se realizó en la dirección de laminación (RD) y en la dirección transversal (TD), según la norma EN ISO 7438:2005.
[0208] La capacidad de flexión se caracterizó por la relación R/t entre el radio de curvatura R de la lámina doblada (en mm) y el espesor t de la muestra (en mm).
[0209] Los resultados se resumen en la Tabla 6 a continuación.
Tabla 6
Figure imgf000017_0001
[0210] En esta tabla, t designa el espesor de la muestra, y R/t designa la relación medida entre el radio de curvatura de la lámina doblada y el espesor.
[0211] Estos resultados demuestran que el acero según la invención tiene una capacidad de flexión mejorada en comparación con los aceros R1 y R2.
[0212] La energía Charpy de los aceros I1 y R2 se determinó adicionalmente en muestras recogidas de las láminas laminadas en caliente, a temperaturas que varían entre -80 °C y 20 °C.
[0213] Especialmente, el espécimen de impacto Charpy de tamaño inferior (10 mm x 55 mm x espesor de la lámina) con muescas en V de 2 mm de profundidad, con un ángulo de 45° y un radio de raíz de 0,25 mm se recogió de láminas de acero laminadas en caliente hechas de aceros I1 y R2.
[0214] A cada temperatura, se midió la densidad superficial Kcv de la energía de impacto. A cada temperatura, se realizó la prueba en dos muestras, y se calculó el valor promedio de las dos pruebas.
[0215] Los resultados se ilustran en la Figura 15 y se informan en la Tabla 7 a continuación.
[0216] En esta tabla, T designa la temperatura en grados Celsius y Kcv designa la densidad superficial de la energía de impacto en J/cm2. Además, se informa el modo de fractura (fractura dúctil, modo mixto de fractura dúctil y quebradiza o fractura quebradiza).
[0217] Como se muestra en la Tabla 7 y la Figura 15, la energía Charpy del acero I1 de la invención es mucho mayor que la energía Charpy del acero R2. Además, la temperatura de transición del modo de fractura dúctil al modo de fractura mixta para el acero I1 se reduce en comparación con el acero R2. Especialmente, en el acero de la invención, la fractura permanece un 100 % dúctil a -20 °C.
Tabla 7
Figure imgf000018_0002
[0218] Por lo tanto, estas pruebas demuestran que el acero de la invención como una conformabilidad, ductilidad y dureza mejorada en comparación con:
- acero R1, que tiene un contenido de Ti* superior al 0,95 % pero no se coló bajo la forma de un producto delgado y, por lo tanto, tiene precipitados de TiC y TiB2 gruesos,
- acero R2, que se coló en forma de un producto delgado, pero tiene un contenido de Ti* inferior al 0,95 %, y, por lo tanto, tiene TiC y que comprende muchos precipitados de TiB2 con un área superficial superior a 8 |jm2
[0219] Finalmente, se determinaron las propiedades mecánicas de las láminas de acero 11, R1 y R2. La Tabla 8 a continuación informa el límite elástico YS, la resistencia a la tracción TS, el alargamiento uniforme UE, el alargamiento total TE y el módulo de elasticidad en tensión E, el coeficiente de endurecimiento por deformación n y el coeficiente de Lankford r. La Tabla 8 también informa el porcentaje volumétrico de precipitados de TIB2 (f™2) para cada acero.
Tabla 8
Figure imgf000018_0001
[0220] Estos resultados demuestran que las propiedades mecánicas del acero I1 se mejoran en comparación con las propiedades mecánicas de los aceros R1 y R2. Esta mejora se debe en particular a la alta proporción de precipitados de tamaño muy pequeño en el acero 11, en comparación con los aceros R1 y R2.
[0221] Por lo tanto, la invención proporciona una lámina de acero y un procedimiento de fabricación de la misma que tiene al mismo tiempo un módulo de alta elasticidad en tensión, una densidad baja y una mejor castabilidad y conformabilidad. Por lo tanto, la lámina de acero de la invención se puede demandar para producir piezas con formas complejas, sin inducir daños o defectos superficiales.

Claims (24)

REIVINDICACIONES
1. - Lámina de acero, hecha de un acero que tiene una composición que comprende, en porcentaje en peso:
0,010 % < C < 0,080 %
0,06 % < Mn < 3 %
Si < 1,5 %
0,005 % < Al < 1,5 %
S < 0,030 %
P < 0,040 %,
Ti y B tales que:
3,2 % < Ti < 7,5 %
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) - 0,43
opcionalmente uno o más elementos seleccionados de entre:
Ni < 1 %
Mo < 1 %
Cr < 3 %
Nb < 0,1 %
V < 0,1 %
siendo el resto hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición,
teniendo dicha lámina de acero una estructura que consiste en ferrita, como máximo un 10 % de austenita, y precipitados, comprendiendo dichos precipitados eutécticos de TiB2, siendo la fracción de volumen de precipitados de TiB2 con respecto a toda la estructura de al menos un 9 %, teniendo la proporción de precipitados de TiB2 un área superficial inferior a 8 pm2 que es de al menos el 96 %,
no comprendiendo dicha lámina de acero precipitados de Fe2B, no comprendiendo dicha lámina de acero precipitados de TiC o precipitados de TiC con una fracción de volumen inferior al 0,5 %,
teniendo la lámina de acero un contenido en Ti libre de al menos el 0,95 %.
2. - La lámina de acero según la reivindicación 1, donde la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 es de al menos el 80 %.
3. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 o 2, donde la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 pm2 es del 100 %.
4. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, donde en la región de núcleo de la lámina de acero, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 8 pm2 es de al menos el 96 %, la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 3 pm2 es preferentemente de al menos el 80 % y la proporción de precipitados de TiB2 que tienen un área superficial inferior a 25 pmm2 es preferentemente del 100 %.
5. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde el contenido de titanio, boro y manganeso es tal que:
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) -(0,261 xMn) - 0,414.
6. La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, donde el contenido de titanio y boro es tal que:
{0.45xT¡) - 1.35 < B < (0.45xT¡) - 0.50.
7. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, donde la composición es tal que C < 0,050 %.
8. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, donde la composición es tal que Al < 1,3 %.
9. - La lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, donde la lámina de acero tiene un Kcv de energía de Charpy de al menos 25 J/cm2 a -40 °C.
10. - Procedimiento de fabricación de una lámina de acero, comprendiendo el procedimiento las siguientes etapas sucesivas:
- proporcionar un acero que tiene una composición que comprende, en porcentaje en peso:
0,010 % < C < 0,080 %
0,06 % < Mn < 3 %
Si < 1,5 %
0,005 % < Al < 1,5 %
S < 0,030 %
P < 0,040 %,
Ti y B tales que:
3,2 % < Ti < 7,5 %
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) - 0,43
opcionalmente uno o más elementos seleccionados de entre:
Ni < 1 %
Mo < 1 %
Cr < 3 %
Nb < 0,1 %
V < 0,1 %
siendo el resto hierro e impurezas inevitables,
- colar el acero en forma de semiproducto, siendo la temperatura de colada inferior o igual a Tliquidus 40 °C, designando Tliquidus la temperatura de líquidus del acero, colándose el semiproducto en forma de un semiproducto delgado con un espesor de como máximo 110 mm, solidificándose el acero durante la colada con una velocidad de solidificación comprendida entre 0,03 cm/s y 5 cm/s en cada ubicación del semiproducto.
11. - El procedimiento según la reivindicación 10, donde el semiproducto se somete a colado en forma de una losa delgada que tiene un espesor inferior o igual a 110 mm, preferentemente inferior o igual a 70 mm.
12. - El procedimiento según la reivindicación 11, donde el semiproducto se somete a colado mediante la producción de tiras compactas.
13. - El procedimiento según la reivindicación 10, donde el semiproducto se somete a colado en forma de una tira delgada que tiene un espesor inferior o igual a 6 mm, comprendiéndose la velocidad de solidificación entre 0,2 cm/s y 5 cm/s en cada ubicación del semiproducto.
14. - El procedimiento según la reivindicación 13, donde el semiproducto se somete a colado mediante colada directa en tiras entre rodillos contrarrotativos.
15. - El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 14, donde, después de la colada y solidificación, el semiproducto es laminado en caliente, para obtener una lámina de acero laminada en caliente.
16. - El procedimiento según la reivindicación 15, donde entre la colada y el laminado en caliente, la temperatura del semiproducto permanece por encima de 700 °C.
17. - El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 15 o 16, donde antes del laminado en caliente, el semiproducto se descascarilla a una temperatura de al menos 1050 °C.
18. - El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 15 a 17, donde después de laminar en caliente, la lámina de acero laminada en caliente es laminada en frío, para obtener una lámina de acero laminada en frío que tiene un espesor inferior o igual a 2 mm.
19. - El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 18, donde el contenido de titanio, boro y manganeso es tal que:
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) -(0,261 xMn) - 0,414.
20. El procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 19, donde la composición es tal que Al < 1,3 %.
21. Un procedimiento de fabricación de una pieza estructural, comprendiendo el procedimiento: - cortar al menos una pieza en bruto de una lámina de acero según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9 o producida mediante un procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 20, y
- deformar dicha pieza en bruto dentro de un intervalo de temperatura de 20 °C a 900 °C.
22. - El procedimiento según la reivindicación 21, que comprende, antes de deformar la pieza en bruto, una etapa de soldar la pieza en bruto a otra pieza en bruto.
23. - Una pieza estructural que comprende al menos una parte hecha de un acero que tiene una composición que comprende, en porcentaje en peso:
0,010 % < C < 0,080 %
0,06 % < Mn < 3 %
Si < 1,5 %
0,005 % < Al < 1,5 %
S < 0,030 %
P < 0,040 %,
Ti y B tales que:
3,2 % < Ti < 7,5 %
(0,45xTi) -1,35 < B < (0,45xTi) - 0,43
opcionalmente uno o más elementos seleccionados de entre:
Ni < 1 %
Mo < 1 %
Cr < 3 %
Nb <0,1 %
V<0,1 %
siendo el resto hierro e impurezas inevitables resultantes de la fundición,
teniendo dicha pieza una estructura que consiste en ferrita, como máximo un 10% de austenita y precipitados, comprendiendo dichos precipitados eutécticos de TiB2, siendo la fracción de volumen de precipitados de TiB2 con respecto a la estructura completa de dicha pieza de al menos un 9 %, teniendo la proporción de precipitados de TiB2 un área superficial inferior a 8 pm2 que es de al menos el 96 %.
24. - Una pieza estructural según la reivindicación 23, donde la pieza estructural se obtiene mediante el procedimiento según cualquiera de las reivindicaciones 21 o 22.
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