ES2945840T3 - Procedimiento de fabricación de piezas de acero revestidas y endurecidas por presión - Google Patents

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Abstract

La invención se refiere a un método para la fabricación de una pieza de acero revestido y templado, que comprende las sucesivas etapas según las cuales:- Se proporciona una chapa laminada en frío y recocida prerrevestida, compuesta por un sustrato de acero con un contenido de carbono C0 entre 0,07% y 0,5%, y un prerrevestimiento metálico en las dos caras principales de dicho sustrato de acero, comprendiendo dicho sustrato una zona descarburada en la superficie de cada una de dichas dos caras principales, siendo la profundidad p50% de dicha zona descarburada entre 6 y 30 micrómetros, siendo p50% la profundidad a la que el contenido de carbono es igual al 50% de C0, y dicha lámina no contiene una capa de óxido de hierro entre dicho sustrato y dicho prerrevestimiento, - calentar y termodeformar dicha pieza en bruto. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Procedimiento de fabricación de piezas de acero revestidas y endurecidas por presión
[0001] La invención se refiere a un procedimiento de fabricación de piezas a partir de chapas de acero laminadas en frío y recocidas, prerrevestidas, calentadas, estampadas y a continuación endurecidas durante un enfriamiento obtenido por mantenimiento dentro de una herramienta de prensa; estas piezas están destinadas principalmente a utilizarse como elementos de estructura en los vehículos automóviles para asegurar funciones de anti-intrusión o de absorción de energía. Dichas piezas también pueden usarse, por ejemplo, para la fabricación de herramientas o de piezas de maquinaria agrícola.
[0002] En este tipo de aplicaciones, se busca realizar piezas de acero que combinen una resistencia mecánica elevada, una gran resistencia a las colisiones, una buena resistencia a la corrosión y una buena precisión dimensional. Esta combinación es particularmente deseable en la industria automovilística en la que se busca un aligeramiento significativo del peso de los vehículos. Las piezas anti-intrusión o las piezas que intervienen en la seguridad de los vehículos automóviles como los travesaños de los parachoques, los refuerzos de las puertas o los montantes centrales, necesitan por ejemplo las cualidades mencionadas anteriormente. Este objetivo puede obtenerse en particular gracias a piezas de aceros cuya microestructura es martensítica o bainito-martensítica.
[0003] La fabricación de dichas piezas se conoce por las publicaciones FR2780984 y FR2807447 según las cuales una pieza en bruto cortada en una chapa de acero para tratamiento térmico, prerrevestida con un metal o una aleación metálica, se calienta en un horno y a continuación se deforma en caliente. El prerrevestimiento puede ser de aluminio o una aleación de aluminio, de zinc o una aleación de zinc. Durante el calentamiento en el horno, el prerrevestimiento asegura una protección de la superficie del acero contra la descarburación y la formación de carbonilla. Durante el calentamiento en horno, este prerrevestimiento se une con el sustrato de acero para formar un compuesto apto para la conformación en caliente y que no provoca degradación del conjunto de herramientas. El mantenimiento de la pieza en el conjunto de herramientas después de realizada la conformación permite un enfriamiento rápido que conduce a la obtención de microestructuras de templado que presentan muy altas características mecánicas. Dicho procedimiento se conoce por el nombre de endurecimiento por templado en prensa o "press hardening en inglés.
[0004] Por regla general, se evalúan las características mecánicas de las piezas así obtenidas por medio de ensayos de tracción y de dureza. Los documentos citados anteriormente describen así procedimientos de fabricación que permiten obtener una resistencia mecánica (o resistencia a la ruptura en tracción) Rm de 1.500 MPa a partir de una pieza en bruto de acero que presenta una resistencia inicial Rm de 500 MPa antes del calentamiento y el enfriamiento rápidos.
[0005] Sin embargo, las condiciones de servicio de algunas piezas endurecidas y revestidas necesitan no solo un valor elevado de resistencia Rm, sino también una buena aptitud para el plegado. Este parámetro aparece de hecho como más pertinente que la elongación a la ruptura medida en tracción, para garantizar que la pieza presenta una ductilidad suficiente para absorber deformaciones o colisiones sin riesgo de ruptura, especialmente en zonas que corresponden a concentraciones locales de estrés debidas a la geometría de la pieza o a la posible presencia de microdefectos en la superficie de las piezas.
[0006] El documento WO2009080292 describe un procedimiento que permite aumentar el ángulo de plegado de una pieza endurecida: según este procedimiento, se calienta una chapa de acero en un horno de recocido a una temperatura comprendida entre 650 y 800 °C de manera que se obtenga una capa de óxido de grosor claramente superior a 0,3 micrómetros. Algunos elementos de aleación del acero se oxidan bajo esta capa de óxido. A continuación se reduce parcialmente esta capa de óxido de forma que presente un grosor superior a 0,3 micrómetros. La superficie extrema de la capa de óxido reducida está constituida por hierro puro. A continuación se reviste la chapa por templado. Después de esta etapa, la chapa incluye las diferentes capas sucesivas siguientes: el sustrato de acero que incluye elementos oxidados en las proximidades de la superficie (oxidación interna), estando este sustrato recubierto con una capa de óxido parcialmente reducida, a su vez recubierta con el revestimiento depositado por templado. Durante la etapa posterior de austenitización de la pieza en bruto, y/o durante la conformación y el enfriamiento, se forma una fina capa dúctil bajo el revestimiento, de tal manera que las fisuras formadas durante el revestimiento durante la conformación se propagan con menos facilidad en esta capa subyacente.
[0007] Sin embargo, la capa de óxidos que está presente en el momento en que la chapa se sumerge en el baño metálico de revestimiento puede revelarse perjudicial para la adhesión del revestimiento por templado en esta capa.
[0008] De este modo se busca un procedimiento de fabricación que no presente este inconveniente y que permita obtener simultáneamente, después del endurecimiento por templado en prensa, características elevadas de tracción y de plegado. Además, se sabe que las condiciones de fabricación industriales incluyen de forma inevitable una cierta variabilidad: por ejemplo, el ciclo de temperatura durante el recocido de la chapa antes del revestimiento, la composición y/o el punto de rocío de la atmósfera de los hornos de recocido continuo, pueden variar ligeramente durante una misma secuencia de fabricación, o variar de una campaña de fabricación a otra. Incluso si se toman las mayores precauciones para minimizar estas variaciones, se busca disponer de un procedimiento de fabricación tal que las características mecánicas, y sobre todo la aptitud para el plegado, obtenidas después del endurecimiento por templado en prensa, sean muy poco sensibles a esta posible variación de las condiciones de fabricación. Se busca además un procedimiento de fabricación que conduzca a una buena isotropía de las piezas después de estampación en caliente, es decir, cuya aptitud para el plegado depende poco del sentido de la carga con respecto a la dirección de laminado de la chapa.
[0009] Además, se sabe que el tiempo de permanencia de las piezas en bruto en los hornos, durante la etapa de austenitización antes de la estampación en caliente, puede influir en las características mecánicas de las piezas. De este modo se busca disponer de un procedimiento de fabricación que sea poco sensible al tiempo de mantenimiento en horno con el fin de obtener una gran reproductibilidad de las características mecánicas de las piezas.
[0010] En el caso de piezas fabricadas a partir de chapas prerrevestidas de zinc o de aleación de zinc, se busca disponer de un procedimiento que permita una soldadura de estas piezas, sin riesgo de fragilización de los bordes de grano por penetración de zinc líquido.
[0011] El documento WO 2011/069906 A2 describe chapas laminadas en frío y recocidas prerrevestidas, aptas para el templado en prensa, con capas descarburadas entre 10 y 200 micrómetros.
[0012] La presente invención tiene como objetivo resolver los problemas mencionados anteriormente mediante un procedimiento de fabricación económico.
[0013] De forma sorprendente, los autores de la invención han descubierto que se obtenía una aptitud elevada para el plegado de las piezas cuando bajo el prerrevestimiento metálico estaba presente una zona descarburada de un grosor específico, antes del endurecimiento por templado en prensa de la pieza. De una manera sorprendente, esta descarburación específica antes del endurecimiento conduce a resultados de plegado que dependen poco de las condiciones de recocido continuo antes del revestimiento, y que se traducen en una buena isotropía con respecto al sentido de laminado, de manera que se obtienen valores de plegado elevados a pesar de la presencia de óxidos en esta zona descarburada, lo que corresponde a un enriquecimiento en oxígeno en esta zona.
[0014] Con este fin, la invención tiene por objeto un procedimiento de fabricación de una pieza de acero revestida y endurecida tal como se define en las reivindicaciones adjuntas.
[0015] En el curso de la descripción ofrecida a continuación aparecerán otras características y ventajas de la invención, ofrecidas a modo de ejemplo y con referencia a las figuras adjuntas siguientes:
La figura 1 presenta la microestructura de una chapa de acero prerrevestida utilizada en el procedimiento según la invención, destinada a la fabricación de piezas endurecidas por templado en prensa.
La figura 2 ilustra esquemáticamente la definición de la profundidad de la zona ablandada d medida por microdureza bajo el revestimiento de una pieza endurecida por templado en prensa.
La figura 3 ilustra esquemáticamente la definición, para una chapa o una pieza en bruto prerrevestida, de la profundidad de descarburación de la superficie p50%, medida por espectroscopia de descarga luminiscente, bajo el prerrevestimiento de la chapa o de la pieza en bruto antes del endurecimiento por templado en prensa.
La figura 4 presenta la variación del ángulo de plegado crítico ac de una pieza revestida endurecida por templado en prensa, en función de la profundidad de la zona ablandada superficial, siendo ésta medida por microdureza bajo el revestimiento.
La figura 5 presenta la variación del ángulo de plegado crítico ac de una pieza revestida endurecida por templado en prensa, en función de la profundidad de descarburación p50%, siendo ésta medida en la pieza en bruto prerrevestida antes de la estampación en caliente y el templado.
La figura 6 muestra la influencia del punto de rocío en una zona particular del horno durante el recocido antes del prerrevestimiento, en el ángulo crítico de plegado de la pieza después de la estampación en caliente.
La figura 7 muestra la influencia del punto de rocío en una zona particular del horno durante el recocido antes del prerrevestimiento, en la profundidad de descarburación p50%, siendo este último parámetro medido en la pieza en bruto prerrevestida antes de la estampación en caliente y el templado
La figura 8 muestra la microestructura del acero bajo el revestimiento de zinc, después del endurecimiento por templado en prensa, para un punto de rocío de -27°C.
La figura 9 ilustra igualmente la microestructura del acero bajo el revestimiento de zinc, después del endurecimiento por templado en prensa, para un punto de rocío de -7°C.
La figura 10 ilustra la variación, antes de la estampación en caliente, del contenido de carbono del sustrato de acero de dos chapas de acero prerrevestidas, en proximidad de su interfaz con el prerrevestimiento, habiéndose efectuado el recocido de las chapas en una atmósfera A2a con un punto de rocío de -27°C o de -7°C.
La figura 11 ilustra la variación del contenido de carbono de dos piezas de acero estampadas en caliente, en proximidad de la interfaz con el revestimiento de estas piezas, habiéndose efectuado el recocido de las chapas usadas para la fabricación de estas piezas en una atmósfera A2a con un punto de rocío de -27°C o de -7°C. Las figuras 12 y 13 ilustran óxidos internos formados durante el recocido en el sustrato de acero, en proximidad de la superficie.
Las figuras 14 y 15 presentan dos espectros de análisis de la dispersión en energía de rayos X de estos óxidos. La figura 16 ilustra la variación del contenido de oxígeno relativo (0/00) bajo el prerrevestimiento, en chapas utilizadas en el procedimiento según la invención.
[0016] El grosor de la chapa de acero laminada en frío usada en el procedimiento según la invención está comprendido preferentemente entre 0,5 y 2,6 mm aproximadamente, gama de grosor usada principalmente en la fabricación de piezas estructurales o de refuerzo para la industria automovilística.
[0017] El acero es un acero para tratamiento térmico, es decir, un acero capaz de endurecimiento después de austenitización y enfriamiento rápido por templado. Ventajosamente, el acero contiene los siguientes elementos, donde la composición se expresa en peso:
- un contenido de carbono comprendido entre el 0,07 y el 0,5 %, preferentemente entre el 0,09 y el 0,38 % en peso, y muy preferentemente entre el 0,15 y el 0,25 % en peso. Este elemento desempeña un papel importante en la templabilidad y la resistencia mecánica obtenidas después del enfriamiento posterior al tratamiento de austenitización. Por debajo de un contenido del 0,07% en peso, la aptitud al templado se reduce y la resistencia mecánica es insuficiente después del endurecimiento por templado en prensa. Un contenido del 0,15% permite garantizar una templabilidad suficiente en las zonas más deformadas en caliente. Por encima de un contenido del 0,5% en peso, el riesgo de formación de defectos se incrementa durante el templado, en particular para las piezas de mayor grosor. Se hace igualmente difícil garantizar una ductilidad durante el plegado de piezas después del endurecimiento por templado en prensa. Un contenido de carbono comprendido entre el 0,09 y el 0,38% permite obtener una resistencia Rm comprendida entre 1.000 y 2.050 MPa aproximadamente cuando la microestructura de la pieza es totalmente martensítica.
- además de su papel de desoxidante, el manganeso tiene asimismo un efecto importante en la templabilidad en particular cuando su contenido en peso es superior al 0,5 %, y preferentemente superior al 0,8 %. Sin embargo, es preferible limitar su adición al 3% en peso, y muy preferentemente limitarla al 1,5% de forma que se evite una segregación excesiva.
- el contenido de silicio del acero debe estar comprendido entre el 0,02 y el 0,5 % en peso, y preferentemente entre el 0,1 y el 0,35 %. Además de su papel en la desoxidación del acero líquido, este elemento contribuye al endurecimiento del acero pero sin embargo su contenido debe estar limitado para evitar la formación excesiva de óxidos y para no perjudicar la capacidad de revestimiento mediante templado.
- por encima de un contenido superior al 0,01 %, el cromo aumenta la templabilidad y contribuye a la obtención de una resistencia importante después de la operación de conformación en caliente. Por encima de un contenido igual al 1%, (preferentemente el 0,3%), el efecto del cromo en la homogeneidad de las propiedades mecánicas en la pieza se satura.
- el aluminio es un elemento que favorece la desoxidación y la precipitación del nitrógeno. En cantidad excesiva, se forman aluminatos gruesos durante la preparación que tienden a disminuir la ductilidad, lo que incita a limitar el contenido de aluminio al 0,25% en peso. Un contenido mínimo del 0,001% permite desoxidar el acero al estado líquido durante la preparación.
- en cantidades excesivas, el azufre y el fósforo conducen a una mayor fragilidad. Por este motivo es preferible limitar su contenido respectivo a entre el 0,05 y el 0,1% en peso.
- el boro, cuyo contenido debe estar comprendido entre el 0,0005 y el 0,010 % en peso, y preferentemente entre el 0,002 y el 0,005 % en peso, es un elemento que desempeña un papel importante en la templabilidad. Por debajo de un contenido del 0,0005%, no se obtiene un efecto suficiente en la templabilidad. El efecto completo se obtiene para un contenido del 0,002%. El contenido máximo de boro debe ser inferior al 0,010%, y preferentemente al 0,005%, para no degradar la tenacidad.
- El titanio tiene una alta afinidad por el nitrógeno. Protege el boro de modo que este elemento se encuentre en forma libre para que ejerza todo su efecto sobre la templabilidad. Sin embargo, por encima del 0,2%, existe el riesgo de que se formen nitruros de titanio gruesos en el acero líquido que desempeñan un papel perjudicial en la tenacidad. Está comprendido preferentemente entre el 0,02 y el 0,1%.
- De manera opcional, el acero también puede contener calcio en una cantidad comprendida entre el 0,0005 y el 0,005 %: al combinarse con el oxígeno y el azufre, el calcio permite evitar la formación de inclusiones de gran tamaño que son perjudiciales para la ductilidad de las chapas o de las piezas fabricadas de este modo.
[0018] El resto de la composición está constituido por hierro e impurezas inevitables que proceden de la preparación, en particular oxígeno, presente en forma de óxidos.
[0019] Un acero preferido es el 22MnB5 que contiene el 0,20-0,25 % de C, el 1,1-1,35 % de Mn, el 0,15-0,35 % de Si, el 0,02-0,06 % de Al, el 0,02-0,05 % de Ti, el 0,02-0,25 % de Cr y el 0,002-0,004 % de B, siendo el resto hierro e impurezas inevitables.
[0020] Los autores de la invención han investigado en primer lugar las condiciones que permitían obtener una buena aptitud para el plegado después del endurecimiento por templado en prensa. Esta característica se mide sometiendo la pieza a una flexión en tres puntos. La pieza se pliega progresivamente en rodillos en flexión de tres puntos, midiéndose la carga aplicada simultáneamente. Se mide el ángulo de plegado crítico ac durante la aparición de fisuras en la pieza, lo que se acompaña de un decrecimiento instantáneo de la carga aplicada. Dichas condiciones de ensayos se describen en la norma DIN VDA 238-100. Para una carga de ruptura Rm del orden de 1.300-1.600 MPa, se requiere un ángulo de plegado crítico superior a 55° con el fin de satisfacer las especificaciones. Se busca también preferentemente un ángulo de plegado crítico superior a 60° para satisfacer las condiciones de utilización más severas.
[0021] Gracias a un procedimiento de fabricación que se detallará posteriormente, los autores de la invención han fabricado piezas, a partir de piezas en bruto de acero de 22MnB5 de 1,2 mm de grosor prerrevestidas de zinc galvanizado-aleado ("galvannealed" en inglés), estampadas en caliente después de calentamiento a 880 °C y mantenimiento durante 5 minutos, no solo difieren por la presencia de una capa ablandada más o menos importante situada bajo el revestimiento. El procedimiento de determinación de la profundidad de esta zona ablandada se ilustra esquemáticamente en la figura 2: después del endurecimiento por templado en prensa, la pieza está constituida por un sustrato de acero para tratamiento térmico 6 de un revestimiento 4 separado del sustrato por la interfaz 5. Se observará que este esquema no pretende reproducir las dimensiones respectivas de las diferentes zonas. Se efectúan medidas de dureza bajo una carga muy baja (por ejemplo, de durezas Vickers bajo una carga de 50 gramos, HV0,05) en el sustrato a partir de la interfaz 5, de forma que se obtenga la curva 7 que ilustra el perfil de microdureza. De ello se deduce el valor d que caracteriza la profundidad de la zona ablandada. Se ha llevado a la figura 4 el ángulo de plegado crítico ac medido para valores de d que varían aproximadamente entre 30 y 40 micrómetros. Para una baja profundidad de zona ablandada, las piezas estampadas en caliente no satisfacen la exigencia ac s 55°. Sin embargo, para las zonas ablandadas más profundas, se observa que la relación está lastrada por una gran dispersión: para un valor dado de d, por ejemplo 35 micrómetros, no es posible determinar con certeza si la pieza estampada en caliente satisfará el criterio requerido. Se ha observado asimismo que las microestructuras que corresponden a estas zonas ablandadas de amplitud variable son muy semejantes después del endurecimiento por templado en prensa. Además, la microestructura de estas zonas ablandadas puede ser totalmente martensítica, es decir, que no es posible distinguirla fácilmente por microscopia óptica clásica. En otros términos, los autores de la invención han descubierto que ni la profundidad de las zonas ablandadas medidas en las piezas endurecidas por templado en prensa ni la observación microestructural óptica de las zonas ablandadas de estas piezas son parámetros que permiten garantizar de forma fiable un valor mínimo para el ángulo de plegado.
[0022] De una forma sorprendente, los autores de la invención han descubierto que convenía determinar, no en la pieza endurecida por templado en prensa, sino en la chapa o la pieza en bruto prerrevestida antes del endurecimiento, la profundidad de descarburación, para obtener el resultado deseado. El procedimiento de determinación se ilustra en la figura 3 cuyo esquema no pretende reproducir a escala las dimensiones respectivas de las diferentes zonas: la chapa, o la pieza en bruto están constituidas por un sustrato de acero 10 de un prerrevestimiento 8 separado del sustrato por la interfaz 9. A partir de esta interfaz, se mide, por espectroscopia de descarga luminiscente (o GD0ES, "Glow Discharge Optical Emission Spectrometry en inglés, técnica conocida de por sí) la profundidad p50% a la que el contenido de carbono es igual al 50% del contenido de carbono nominal C0 del sustrato 10. El perfil de concentración puede presentar un decrecimiento regular del carbono desde el sustrato hasta la interfaz (perfil 11) o bien un mínimo situado a poca distancia de la interfaz (perfil 12). Este último caso traduce un enriquecimiento en carbono localizado en proximidad de la extrema superficie que no tiene influencia en la práctica en las propiedades mecánicas después de la estampación en caliente. En el caso del perfil 12, la profundidad p50% que se debe tener en cuenta se sitúa más allá de este enriquecimiento muy superficial, como muestra la figura 3. Gracias a un procedimiento de fabricación que se detallará posteriormente, los autores de la invención han fabricado chapas de 22MnB5 de 1,2 mm de grosor prerrevestidas de zinc galvanizado-aleado ("galvannealed") que difieren por la presencia de una capa descarburada más o menos importante situada bajo el prerrevestimiento. Estas chapas han sido cortadas para obtener piezas en bruto que han sido calentadas en horno a 880 °C durante 5 minutos, a continuación estampadas en caliente para obtener piezas. Estas se han sometido a ensayos de plegado cuyos resultados se ilustran en la figura 5, ejerciéndose la flexión durante el plegado bien en un sentido paralelo al sentido del laminado (curva 13) o bien en un sentido perpendicular (curva 14). Al contrario de los resultados presentados en la figura 4, se observa que la profundidad de la zona descarburada antes del endurecimiento por templado en prensa permite prever de forma satisfactoria las propiedades de la pieza después del endurecimiento por templado en prensa. Para obtener un valor de ángulo crítico de plegado ac s 55° (plegado en sentido paralelo al laminado), la profundidad de la zona descarburada p50% no debe ser inferior a 6 micrómetros. Para que esta condición se cumpla con independencia de cuál sea la orientación con respecto al sentido de laminado, la profundidad de la descarburación p50% no debe ser inferior a 9 micrómetros. Para obtener un valor ac s 55°, con independencia de cuál sea la orientación con respecto al sentido de laminado, la profundidad de la descarburación p50% no debe ser inferior a 12 micrómetros. De una forma sorprendente, se observa sin embargo que más allá de una profundidad p50% de 30 micrómetros, la aptitud para el plegado no mejora, e incluso disminuye ligeramente, cuando la flexión se ejerce en el sentido perpendicular al laminado. Además, la separación de la aptitud para el plegado entre el sentido paralelo y el sentido perpendicular al laminado tiene tendencia a aumentar. Así, para satisfacer las exigencias mecánicas, el valor de p50% debe estar comprendido entre 6 y 30 micrómetros, preferentemente entre 9 y 30, y muy preferentemente entre 12 y 30 micrómetros.
[0023] A continuación se describirá el procedimiento para producir la chapa usada en el procedimiento según la invención: en primer lugar se proporciona un acero para tratamiento térmico, como se ha indicado anteriormente. Se encuentra en forma de chapa laminada en frío, plana. El tratamiento térmico de recocido expuesto más adelante tiene especialmente como objeto provocar una recristalización de la microestructura batida por el laminado en frío. Después de un desengrasado opcional y una limpieza electrolítica para obtener una superficie exenta de contaminación, puede obtenerse una profundidad de descarburación p50% comprendida entre 6 y 30 micrómetros gracias a los procedimientos siguientes:
- según un primer modo, la chapa se somete a un tratamiento térmico en continuo en un horno calentado por medio de tubos radiantes (o "RTF", radiant tube furnace, en inglés), o por resistencia, o por inducción, o por una combinación cualquiera de estos diferentes medios. Estos presentan la característica de que la atmósfera que reina en las diferentes partes del horno puede ajustarse de forma independiente de estos medios de calentamiento. El horno incluye varias zonas (precalentamiento, calentamiento, mantenimiento, enfriamiento) en las que reinan diferentes condiciones de temperatura y/o de atmósfera: se precalienta la chapa hasta una temperatura T1a en una zona en que la atmósfera (designada por A1) contiene del 2 al 15 % en volumen de hidrógeno, preferentemente el 3-5 % en volumen de hidrógeno, siendo el resto nitrógeno e impurezas inevitables en el gas, con un punto de rocío comprendido entre -60 y -15 °C. Se sabe que el punto de rocío caracteriza al potencial de oxidación de la atmósfera en cuestión. La chapa en su recorrido pasa a continuación a otra zona del horno en la que se inyecta a partir de una temperatura T1a, agua en forma líquida o en forma de vapor, u oxígeno, o incluso una combinación de estos diferentes elementos, de forma que aumente el punto de rocío de la atmósfera. La inyección no debe realizarse a una temperatura T1a inferior a 600 °C que conduciría a una oxidación del hierro a baja temperatura. Preferentemente, la inyección se efectúa a una temperatura T1a superior a Ac1, temperatura de inicio de transformación austenítica del acero al calentamiento. En efecto, más allá de esta temperatura, el carbono se encuentra en solución sólida en la austenita, es decir, en una forma más apta para el fenómeno de descarburación que va a intervenir. La inyección se lleva a cabo preferentemente a una temperatura T1a inferior o igual a Ac1+40 °C. Esta gama de temperatura superior a Ac1 se preferirá para obtener una profundidad de descarburación p50% mayor, por ejemplo superior a 9 o 12 micrómetros. Más allá de Ac1+40 °C, existe un riesgo de hacer crecer el tamaño del grano austenítico y provocar la formación de compuestos bainíticos y/o martensíticos en el sustrato de acero durante el enfriamiento que sigue al recocido.
[0024] La inyección se realiza de forma que el punto de rocío PR de la atmósfera A2a de esta sección del horno se sitúe entre -15 °C y la temperatura Te del punto de rocío del equilibrio termodinámico hierro/óxido de hierro. En la gama de temperatura considerada, el óxido de hierro formado puede ser Fe0 o Fe3O4. Se elegirá la temperatura de equilibrio Te más baja correspondiente a la formación de uno u otro óxido. Esta temperatura Te puede determinarse por ejemplo a partir de la publicación: JANAF Thermomechanical Tables, 3a edición, Parte II, Journal of Physical and Chemical Reference Data, Volumen 14, 1985, suplemento n.° 1, publicado por la American Chemical Society y el American Institute of Physics for the National Bureau of Standards. En estas condiciones de inyección, se crea una oxidación selectiva interna de determinados elementos de adición presentes en el acero (Mn, Si, Al, Cr, Ti) sin que intervenga una oxidación superficial del hierro. La oxidación interna puede tener una profundidad que llegue hasta 5 micrómetros aproximadamente bajo la superficie para Mn, Si, Al y Cr. Se asiste a un enriquecimiento de oxígeno en esta zona superficial, cuyo contenido medio de oxígeno se designa por 0m. Si el contenido nominal de oxígeno del sustrato de acero se designa por 00, la relación 0m/0ü que caracteriza el enriquecimiento superficial en oxígeno es superior a 15.
[0025] Los óxidos están situados entre 0 y 5 micrómetros bajo la interfaz entre el prerrevestimiento y el sustrato. Para un punto de rocío PR superior a -15°C, la densidad de óxidos de diámetro superior a 1 micrómetro en esta zona es superior a 50/mm2. La definición del diámetro es la siguiente: a partir de un corte metalográfico, se determina para cada óxido el diámetro del círculo que presentaría la misma superficie. Se sabe que los óxidos tienen generalmente una influencia desfavorable sobre la ductilidad, debido a su función de sitios de cebado de la ruptura. Como se verá más adelante, la naturaleza específica de los óxidos internos formados en las condiciones mencionadas no desempeña un papel perjudicial en la aptitud para el plegado después del endurecimiento en prensa.
[0026] En estas condiciones se produce una descarburación superficial. Cuando el punto de rocío es superior a la temperatura Te del punto de rocío correspondiente al equilibrio hierro/óxido de hierro, la atmósfera se vuelve oxidante para el hierro. Durante las etapas posteriores de recocido, existe entonces un riesgo posible de no reducir completamente el óxido de hierro y de provocar la aparición local de defectos de revestimiento que corresponden a la presencia local de óxidos superficiales no reducidos. La temperatura Te es función de la temperatura y del contenido de hidrógeno de la atmósfera. A título indicativo, para una atmósfera que contiene el 97,5% de nitrógeno y el 2,5% de hidrógeno, Te=+9 °C a 800 °C. Para una atmósfera que contiene el 95% de nitrógeno y el 5% de hidrógeno, Te=+18 °C a 800 °C. La chapa sale a continuación de la sección en la que se ha realizado la inyección, a una temperatura T2a comprendida entre 720 y 860 °C para entrar en una zona de mantenimiento a una temperatura Tm comprendida entre T2a y T2a+40 °C. El intervalo de tiempo entre el instante en que la chapa está a la temperatura T1a y el instante en que alcanza la temperatura T2a debe ser al menos de 30 segundos con el fin de obtener una profundidad de descarburación p50% comprendida entre 6 y 30 micrómetros.
[0027] 0pcionalmente, la atmósfera en el inicio de la zona de mantenimiento puede ser idéntica a la de la zona anterior, es decir, tener un punto de rocío comprendido entre -15 y Te. A continuación se puede enfriar la chapa o bien mantenerla a la temperatura Tm bajo una atmósfera A3 que contiene del 2 al 15% en volumen de hidrógeno, preferentemente el 3-5% en volumen de hidrógeno, siendo el resto nitrógeno e impurezas inevitables en el gas, con un punto de rocío comprendido entre -60 y -15 °C, siendo estas condiciones reductoras para el hierro. La etapa de enfriamiento que sigue se describirá más adelante.
[0028] Según un segundo modo, se inicia el procedimiento de fabricación de manera idéntica a la que acaba de describirse hasta la etapa de inyección a la temperatura T1a comprendida entre 600 °C y Ac1+40 °C, preferentemente superior a Ac1. A esta temperatura, se inyecta una cantidad de agua, vapor u oxígeno de forma que se obtenga en esta zona del horno una atmósfera designada por A2b, oxidante para el hierro. Estas condiciones provocan una oxidación total de la superficie, es decir, hierro y ciertos elementos de adición (Mn, Si, Al, Cr, Ti). Bajo esta capa de óxido, se forman óxidos internos de Mn, Si, Al, Cr o Ti, e interviene un enriquecimiento en oxígeno. Al mismo tiempo que la oxidación del hierro interviene una descarburación superficial. A continuación la chapa sale de la sección de inyección a una temperatura T2a comprendida entre 720 y 860 °C para entrar en una zona de mantenimiento a una temperatura de mantenimiento Tm comprendida entre T2a y T2a+40 °C. El intervalo de tiempo entre el instante en que la chapa está a la temperatura T1a y el instante en que alcanza la temperatura T2a debe ser al menos de 30 segundos para obtener una profundidad de descarburación p50% comprendida entre 6 y 30 micrómetros. Más allá, en la zona de mantenimiento, la chapa se mantiene a la temperatura Tm en una atmósfera A3 reductora para el hierro, eligiéndose las condiciones de tal manera que la reducción completa de la capa de óxido de hierro interviene como muy tarde al final del mantenimiento a la temperatura Tm. Para este fin se puede elegir, por ejemplo, una atmósfera que contiene del 2 al 15% en volumen de hidrógeno, preferentemente el 3-5% en volumen de hidrógeno, siendo el resto nitrógeno e impurezas inevitables en el gas con un punto de rocío comprendido entre -60 y -15 °C, durante un tiempo suficientemente largo para que en esta zona intervenga una reducción completa de la capa superficial de óxido de hierro. Después de la reducción de esta capa de óxido de hierro, la chapa contiene óxidos de Mn, Si, Al o Cr situados entre 0 y 5 micrómetros bajo la superficie, siendo la densidad de los óxidos de diámetro superior a 1 micrómetro en esta zona, superior a 50/mm2. El enriquecimiento local con oxígeno es tal que la relación 0m/0ü es superior a 15.
[0029] La etapa de enfriamiento que sigue se describirá más adelante.
[0030] Según un tercer modo, el ciclo térmico de recocido de la chapa combina diferentes medios de calentamiento; la etapa de precalentamiento se realiza en una zona de un horno calentado con llama directa (o "DFF": "direct flame furnace", en inglés): la chapa se precalienta en continuo hasta una temperatura T1b comprendida entre 550 y 750 °C en una zona en que la atmósfera procede de la combustión de una mezcla de aire y de gas natural. Según la invención, la relación aire/gas está comprendida entre 1 y 1,2, entendiéndose que la combustión aire-gas en una razón estequiométrica es de 1. Estas condiciones de precalentamiento conducen a la formación de una capa superficial de óxido de hierro cuyo grosor está comprendido entre 0,10 y 0,25 micrómetros. Bajo esta capa de óxido, se forman óxidos internos de Mn, Si, Al, Cr o Ti, e interviene un enriquecimiento en oxígeno. En la salida de esta zona de precalentamiento por horno DFF, la chapa penetra en una segunda zona de horno calentada por tubos radiantes (RTF) o por resistencias, o por inducción, o por una combinación cualquiera de estos diferentes medios. La atmósfera contiene del 3 al 40% en volumen de hidrógeno, siendo el resto nitrógeno e impurezas inevitables, con el punto de rocío inferior a -30 °C. En esta segunda zona, la chapa se calienta hasta una temperatura T2b comprendida entre 760 y 830 °C. Preferentemente, T2b es superior a Ac1, lo que permite una descarburación más rápida debido a la presencia de carbono en solución sólida en la austenita. El intervalo de tiempo entre el instante en que la chapa está a la temperatura T1b y el instante en que alcanza la temperatura T2b debe ser al menos de 30 segundos con el fin de obtener una profundidad de descarburación p50% comprendida entre 6 y 30 micrómetros. Estas condiciones conducen a una reducción total de la capa superficial de óxido de hierro creada en la etapa anterior, y a la descarburación superficial pretendida. Después de reducción de la capa de óxido de hierro, la chapa contiene óxidos de Mn, Si, Al o Cr situados entre 0 y 5 micrómetros bajo la superficie, siendo la densidad de los óxidos de diámetro superior a 1 micrómetro en esta zona superior a 50/mm2. El enriquecimiento local con oxígeno es tal que la relación 0m/00 es superior a 15.
- La chapa en continuo entra a continuación en una zona de mantenimiento a una temperatura de mantenimiento Tm comprendida entre T2b y T2b+40 °C.
[0031] La continuación del procedimiento es idéntica en los tres modos descritos más arriba: la chapa se enfría hasta una temperatura T3 en una atmósfera A4 tal que no interviene ninguna reoxidación superficial del hierro. Por ejemplo se puede usar una atmósfera que contiene del 2 al 70% en volumen de hidrógeno, siendo el resto nitrógeno e impurezas inevitables en el gas, con un punto de rocío comprendido entre -60 y -30 °C. La chapa que penetra posteriormente en el baño de prerrevestimiento está así totalmente exenta de óxido de hierro superficial. La temperatura T3 es próxima a la de Tbm, temperatura del baño de prerrevestimiento, con el fin de evitar una perturbación térmica del baño. Por este motivo, la temperatura T3 estará comprendida entre Tbm-10 °C y Tbm+50 °C. Así, para un prerrevestimiento de zinc, la temperatura T3 estará comprendida entre 450 y 510 °C. Para un prerrevestimiento en un baño denominado de aluminio-silicio, la temperatura T3 estará comprendida entre 660 y 720 °C. El prerrevestimiento puede ser de aluminio o una aleación a base de aluminio. En este último caso, el prerrevestimiento, fabricado preferentemente por templado en continuo es ventajosamente una aleación aluminiosilicio que comprende en peso el 7-15% de silicio, del 3 al 20% de hierro, opcionalmente entre 15 y 30 ppm de calcio, siendo el resto el aluminio e impurezas inevitables que proceden de la preparación.
[0032] El prerrevestimiento puede ser asimismo de zinc o una aleación de zinc. Este puede ser especialmente del tipo galvanizado mediante templado en continuo ("GI"), que contiene el 0,25-0,70 % de Al, el 0,01-0,1 % de Fe, siendo el resto zinc e impurezas inevitables que proceden de la preparación. El prerrevestimiento puede ser asimismo galvanizado-aleado ("GA") que contiene el 0,15-0,4% de Al, el 6-15% de Fe, siendo el resto zinc e impurezas inevitables que proceden de la preparación. El prerrevestimiento puede ser asimismo una aleación de zinc-aluminiomagnesio que contiene el 1-15% de Al, el 0,5-5% de Mg, el 0,01-0,1 % de Fe, siendo el resto zinc e impurezas inevitables que proceden de la preparación. Este prerrevestimiento puede ser también una aleación que contiene el 4-6 % de Al, el 0,01-0,1 % de Fe, siendo el resto zinc e impurezas inevitables que proceden de la preparación.
[0033] El revestimiento previo también puede ser una aleación de aluminio-zinc que contiene el 40-45% de Zn, el 3-10% de Fe, el 1-3% de Si, siendo el resto aluminio e impurezas inevitables que proceden de la preparación.
[0034] El prerrevestimiento puede estar asimismo compuesto por una superposición de capas: por ejemplo, después del depósito mediante templado de una capa de aluminio o de aleación de aluminio, se puede efectuar uno o varios depósitos ulteriores de zinc o de aleación de zinc, por ejemplo por electrodeposición o por depósito al vacío: PVD (Physical Vapor Deposition, deposición física de vapor) y/o cVd (Chemical Vapor Deposition, deposición química), siendo estos procedimientos de depósito conocidos de por sí.
[0035] En este estadio, se obtiene, gracias a los procedimientos descritos anteriormente, una chapa compuesta por un sustrato de acero cuya profundidad de descarburación p50% está comprendida entre 6 y 30 micrómetros recubierta por un prerrevestimiento, sin capa de óxido de hierro presente entre el sustrato y el prerrevestimiento. La figura 1 presenta un ejemplo de dicha chapa, en la que el sustrato de acero 1 incluye una zona descarburada superficial específica 2 recubierta por un prerrevestimiento 1 zincado galvanizado-aleado.
[0036] A continuación esta chapa se recorta para obtener una pieza en bruto cuya geometría está relacionada con la geometría final de la pieza que se pretende. 0pcionalmente, es posible estamparla en frío de forma que se aproxime en mayor o menor grado a la geometría final de la pieza que se pretende. En el caso de una baja deformación en frío, podrá completarse por una deformación efectuada en caliente, como se expondrá más adelante.
[0037] Se calienta esta pieza en bruto plana o preestampada, a una temperatura Tr capaz de conferir una estructura parcial o totalmente austenítica al sustrato de acero. Tr puede estar comprendida entre Ac1 (temperatura de inicio de transformación austenítica del acero al calentamiento) y Ac3 (temperatura de fin de transformación austenítica) en particular cuando se busca obtener microestructuras bainito-martensíticas después de enfriamiento en prensa. La temperatura Tr será superior a Ac3 si se pretende más bien una microestructura mayoritariamente martensítica en la pieza final. El calentamiento de las piezas en bruto se efectúa preferentemente en un horno bajo atmósfera ordinaria; durante esta etapa se asiste a una aleación entre el acero del sustrato y el prerrevestimiento. Se designa por el término de "prerrevestimiento" la aleación antes del calentamiento, y por "revestimiento" la capa aleada formada durante el calentamiento que precede inmediatamente a la estampación en caliente. El tratamiento térmico en horno modifica así la naturaleza del prerrevestimiento y su geometría ya que el grosor del revestimiento final es superior al del prerrevestimiento. El revestimiento formado por aleación protege el acero subyacente de la oxidación y de una descarburación suplementaria y se revela capaz de una deformación ulterior en caliente especialmente en una prensa de estampación. La aleación interviene en la totalidad del grosor del revestimiento. En función de la composición del prerrevestimiento, se forman una o varias fases intermetálicas en esta capa en aleación y/o una aleación en forma de solución sólida. El enriquecimiento en hierro del revestimiento conduce a una elevación rápida de su punto de fusión. Los revestimientos formados presentan igualmente la ventaja de ser adherentes y de estar adaptados a las posibles operaciones de conformación en caliente y de enfriamiento rápido que siguen a continuación.
[0038] Se mantiene la pieza en bruto a la temperatura Tr para asegurar la homogeneidad de la temperatura en su seno. Según el grosor de la pieza en bruto, comprendido por ejemplo entre 0,5 y 2,6 mm, el tiempo de mantenimiento a la temperatura T1 puede variar de 30 segundos a 15 minutos.
[0039] A continuación se extrae del horno la pieza en bruto calentada y se transfiere dentro de un conjunto de herramientas, efectuándose esta transferencia rápidamente de forma que no provoque transformación de la austenita al enfriamiento. Según una variante, la pieza en bruto se calienta en proximidad del conjunto de herramientas deformado a continuación en caliente sin transferencia. A continuación se efectúa una estampación en caliente de la pieza en bruto de forma que se obtenga la geometría final de la pieza. También son posibles otros modos de deformación en caliente, por ejemplo, una conformación entre rodillos designada habitualmente con el nombre de "roll forming', en inglés. En el caso en que la pieza en bruto haya sido ya estampada en frío anteriormente, la etapa que sigue a la extracción de la pieza en bruto fuera del horno puede ser simplemente una conformación dentro de un conjunto de herramientas de prensa. En este caso, la conformación se caracteriza por un esfuerzo aplicado más bajo del conjunto de herramientas en la pieza y pretende recubrir la geometría final de la pieza y evitar sus posibles deformaciones al enfriamiento. De una manera opcional, es posible igualmente calentar solo una parte de la pieza en bruto, o enfriar la pieza estampada de forma diferente en sus diferentes zonas, conduciendo estas variantes a la obtención de piezas endurecidas de forma no uniforme, estando algunas zonas endurecidas de manera importante y presentando otras zonas una resistencia mecánica menor pero una ductilidad superior.
[0040] Después de la etapa de estampación o de conformación, la pieza se mantiene en el conjunto de herramientas enfriado en su caso, de manera que se asegure su enfriamiento eficaz por conducción térmica.
[0041] Según la velocidad de enfriamiento y la templabilidad del acero del sustrato, la microestructura final es martensítica o bainito-martensítica.
[0042] A modo de ejemplo no limitativo, los resultados siguientes mostrarán las características ventajosas conferidas por la invención.
Ejemplo 1:
[0043] Se ha proporcionado una chapa de acero laminada en frío de 1,2 mm de grosor cuya composición expresada en contenido ponderal (%) es la siguiente, siendo el resto hierro e impurezas inevitables que proceden de la preparación:
Figure imgf000009_0001
[0044] La temperatura Ac1 de esta composición de acero es de 724 °C. La chapa ha sido precalentada en continuo en un horno de tubo radiante bajo una atmósfera A1 de nitrógeno que contiene el 4,7% en volumen de hidrógeno con un punto de rocío de -31 °C, hasta una temperatura T1a de 600 °C a partir de la cual se efectúa una inyección de agua de forma que se obtenga una atmósfera A2a con un punto de rocío PR. Se han llevado a cabo diferentes ensayos modificando el caudal de agua inyectado en el horno, de manera que se haga variar el punto de rocío PR entre -27 °C (obtenido gracias a una cantidad de agua inyectada relativamente poco importante) y 2 °C. En todos los ensayos, la chapa se ha calentado a continuación desde la temperatura T1a hasta la temperatura T2a igual a 780 °C en la atmósfera A2a durante un tiempo de 110 s, lo que conduce a obtener una descarburación y una oxidación selectiva interna de Mn, Si, Al, Cr y Ti, estando estos óxidos formados en proximidad inmediata de la superficie de la chapa. A la temperatura T2a, el punto de rocío del equilibrio hierro/óxido de hierro, es de 17 °C. La chapa penetra a continuación en una zona del horno en la que se mantiene a la temperatura Tm de 780 °C bajo una atmósfera A3 que contiene nitrógeno y el 7% de hidrógeno, reductora para el hierro. A continuación la chapa se enfría en continuo en otra zona del horno bajo una atmósfera A4 que contiene el 10% de hidrógeno, hasta una temperatura T3 de 470 °C y prerrevestida mediante templado en un baño a la temperatura Tm de 462 °C que contiene zinc y el 0,125% de aluminio así como impurezas inevitables. No interviene ninguna reoxidación superficial del hierro en las etapas de mantenimiento y de enfriamiento en la atmósfera A4. Inmediatamente después del prerrevestimiento, la chapa se recalienta hasta una temperatura de 540 °C para obtener un prerrevestimiento galvanizado-aleado ("GA"), es decir, que contiene el 9% de hierro. Se obtiene así una chapa que no contiene capa de óxido de hierro entre el sustrato de acero y dicho prerrevestimiento galvanizado-aleado. La figura 12 ilustra observaciones realizadas en las condiciones para producir una chapa que podrá ser usada en el procedimiento de la invención, de óxidos formados durante la oxidación interna selectiva, visibles en el sustrato de acero inmediatamente debajo del prerrevestimiento. Estos óxidos pueden estar aislados o alineados según los bordes de grano. Gracias a un análisis de la dispersión de energía de los rayos X de estos óxidos ("EDS"), se muestra que son óxidos de manganeso, silicio y aluminio como ilustran las figuras 14 y 15 lo que pone de relieve los picos característicos que corresponden a estos elementos. El pico del hierro se debe a la matriz que rodea a los óxidos.
[0045] La figura 13 ilustra la presencia de óxidos de diámetro superior a 1 micrómetro, cuya densidad es superior a 50/mm2 en la zona situada entre 0 y 5 micrómetros bajo la superficie de la chapa de acero.
[0046] La figura 16 ilustra la variación del contenido de oxígeno relativo (0/00) bajo el prerrevestimiento en el sustrato, medida por espectrometría de descarga luminiscente, designando 00 el contenido de oxígeno nominal del sustrato. Esta variación se ha medido para los valores del punto de rocío PR de -3 °C y de 2 °C. La profundidad p=0 corresponde a la interfaz entre el sustrato y el prerrevestimiento. En una zona situada entre 0 y 5 micrómetros bajo la superficie del sustrato, se observa un aumento del contenido de oxígeno que corresponde a la presencia de los óxidos mencionados anteriormente. El enriquecimiento local en oxígeno en esta zona es tal que la relación 0m/0ü es superior a 15: es igual a 15,1 para PR=-3 °C y a 17,4 para PR=+2 °C.
[0047] A continuación se recortan las chapas prerrevestidas para obtener piezas en bruto aptas para la estampación. Estas piezas se han calentado hasta una temperatura de 880 °C en un horno bajo atmósfera ordinaria.
Después de una permanencia total de 5 minutos en el horno (con un tiempo de 4 minutos para la fase de calentamiento), las piezas en bruto se han extraído y estampado inmediatamente. Después de la estampación en caliente, las piezas se han enfriado en prensa a una velocidad superior a 30 °C/s de forma que se obtenga una estructura totalmente martensítica en el sustrato de acero. La resistencia a la ruptura en tracción Rm obtenida en las piezas endurecidas es normalmente del orden de 1.500 MPa.
[0048] El ángulo de plegado crítico ac de estas piezas se ha medido por ensayo de flexión de tres puntos efectuado con dos rodillos exteriores de 30 mm de diámetro y una cuchilla central de radio muy bajo.
[0049] La figura 6 presenta la variación del ángulo crítico ac en función del punto de rocío PR después de la inyección de agua a partir de la temperatura T1a: cuando PR es inferior a -15 °C, el ángulo de plegado obtenido presenta un valor inferior a 55°, no satisfactorio. Cuando PR supera la temperatura Te de 17 °C, existe un riesgo posible de no reducir completamente el óxido de hierro durante el mantenimiento posterior, provocando así la aparición local de defectos de revestimiento que corresponden a la presencia local de óxidos superficiales no reducidos. En el campo de la invención, el ángulo de plegado varía poco en función del punto de rocío: entre -15 y -7 °C, el aumento es de 0,79° por °C como media mientras que la variación es más importante por debajo de 15 °C (1,05° por °C). Cuando PR está comprendido entre -15 y -10 °C, se pone de relieve un campo especialmente interesante ya que el ángulo de plegado es prácticamente independiente del punto de rocío. En otros términos, en esta gama particular, una posible fluctuación no deseada de la cantidad de agua inyectada durante el recocido en horno no tiene consecuencia en la aptitud para el plegado después de estampación en caliente, lo que permite garantizar una gran estabilidad de las características en las piezas estampadas y endurecidas en la prensa. Se observará igualmente que esta buena aptitud para el plegado se obtiene a pesar de la presencia de óxidos formados bajo el prerrevestimiento. Sin verse ligado a ninguna teoría, se piensa que el cebado del daño a partir de estos óxidos muestra tendencia a retrasarse por la tenacidad intrínseca de la zona con contenido de carbono reducido en la que se encuentran.
[0050] Además se han realizado ensayos que hacen variar simultáneamente PR y la temperatura T1a, siendo esta última de 720 °C (es decir Ac1-4 °C) o de 760 °C (Ac1+36 °C). La figura 7 ilustra la influencia de la temperatura T1a y del punto de rocío PR en la profundidad de descarburación p50% antes de la estampación en caliente, medida por espectroscopia de descarga luminiscente: cuando el punto de rocío es demasiado bajo, la profundidad descarburada no alcanza el valor requerido por la invención (resultado marcado como "A" en la figura 7). Un punto de rocío suficientemente elevado, con una temperatura T1a ligeramente inferior a Ac1, permite alcanzar la profundidad requerida (resultado "B"). Un calentamiento a una temperatura T1a más elevada (Ac1+36 °C) permite aumentar notablemente la profundidad de descarburación p50% (resultado "C").
[0051] Después de pulido y ataque con reactivo Nital de las piezas estampadas en caliente obtenidas, se ha observado al microscopio óptico la microestructura bajo el revestimiento que se desprende de la aleación por difusión entre el zinc del prerrevestimiento inicial y el acero del sustrato: la figura 8 ilustra así el revestimiento 15 y el acero subyacente 16, para un recocido con un punto de rocío PR=-27 °C. La figura 9 ilustra el revestimiento 17 y el acero subyacente 18, para un recocido con un punto de rocío PR=-7 °C. A pesar de la diferencia importante de aptitud para el plegado entre las dos muestras (20°), no se ponen de relieve diferencias microestructurales significativas entre las dos muestras después de estampación en caliente, pese a la diferencia de descarburación existente entre estas antes de la estampación en caliente.
La figura 10 ilustra la variación, antes de la estampación en caliente, del contenido de carbono de las dos chapas recocidas en una atmósfera A2a con un punto de rocío PR de -27 °C o de -7 °C. Esta variación, medida por espectrometría de descarga luminiscente en el sustrato de acero, se expresa en la figura 10 en función de la profundidad bajo la interfaz entre el acero y el prerrevestimiento. El contenido local medido (C) se ha referido al contenido nominal en carbono C0 de forma que se obtiene la variación del contenido de carbono relativa C/C0. Se observa que las zonas descarburadas son muy diferentes en las dos condiciones de recocido, siendo la profundidad de descarburación p50% de 15 micrómetros para PR=-7 °C y de 3 micrómetros para PR=-27 °C. Si se considera la totalidad de la zona descarburada, la profundidad de descarburación medida después de recocido con PR=-7 °C es superior en aproximadamente 35 micrómetros a la medida después de recocido bajo PR=-27 °C.
[0052] Después de estampación en caliente de estas chapas, se ha determinado por el mismo procedimiento la variación del contenido de carbono bajo el revestimiento de las piezas así obtenidas. La figura 11 ilustra la variación del contenido de carbono relativa C/C0 de estas piezas. Se pone entonces de relieve que la zona descarburada es sustancialmente idéntica en las dos condiciones de recocido. Esto indica que el calentamiento en horno previo al tratamiento de endurecimiento por templado en prensa conduce a una difusión del carbono hacia la superficie descarburada del acero. La determinación de la descarburación después de la estampación en caliente no permite determinar que el recocido con PR=-7 °C conducirá a resultados de plegado satisfactorios mientras que el recocido con PR=-27 °C no satisfará el nivel requerido. Aunque incompleta, esta homogeneización del carbono permite sin embargo obtener en el acero situado inmediatamente bajo el revestimiento, un contenido suficiente de carbono para provocar un templado martensítico en las condiciones de enfriamiento relacionadas con la estampación en caliente, como se ilustra en las figuras 8 y 9. Sin embargo, las características intrínsecas de tenacidad de la martensita creada en estas condiciones dependen de las condiciones de descarburación que proceden principalmente de la elección de la temperatura PR. Así, el control eficaz de la aptitud para el plegado de las piezas estampadas en caliente debe realizarse en las chapas o las piezas en bruto antes de la operación de estampación en caliente, y no después de esta última, al contrario de lo que esperaría el experto en la materia. Además, las piezas estampadas en caliente fabricadas a partir de chapas prerrevestidas de zinc o de aleación de zinc descarburadas según la invención, presentan una aptitud particular a la soldadura por resistencia por punto: en efecto, después de calentamiento y después estampación en caliente, se constata la presencia de una capa descarburada bajo el revestimiento. Se sabe que la soldadura por resistencia conduce a una elevación de temperatura local muy importante ya que la fusión se alcanza dentro del núcleo fundido que constituye el enlace entre los elementos soldados. En las juntas soldadas efectuadas en piezas estampadas en caliente convencionales se puede asistir a una fragilización de los bordes de grano austeníticos por penetración del zinc del revestimiento, ahora líquido debido a la elevación de temperatura durante la soldadura. Según la invención, la presencia de una zona muy empobrecida en carbono bajo el revestimiento conduce a un aumento local de la temperatura de transformación Ac3 en austenita durante el calentamiento. Según el contenido de carbono, la estructura a alta temperatura está constituida entonces por microestructura de ferrita o una mezcla de ferrita y de austenita. En presencia de zinc líquido, esta microestructura presenta una menor sensibilidad a la fisuración que la estructura austenítica.
Ejemplo 2:
[0053] Se han fabricado chapas prerrevestidas de Zn por el procedimiento descrito anteriormente, con excepción del hecho de que tienen un grosor de 1,8 mm y no han sido recalentadas a 540 °C después de revestimiento mediante templado, de tal manera que su revestimiento es galvanizado y no galvanizado-aleado.
[0054] Las condiciones de fabricación se han elegido de manera que se obtenga una chapa con una profundidad descarburada p50% de 6 micrómetros. Estas chapas han sido recortadas para obtener piezas en bruto que han sido austenitizadas a una temperatura de 880 °C en un horno bajo atmósfera ordinaria. Después de una permanencia total de hasta 10 minutos en el horno, las piezas en bruto se extrajeron, se estamparon inmediatamente en caliente y se endurecieron en prensa. La tabla siguiente indica la variación del ángulo de plegado crítico ac en función del tiempo de permanencia total de la pieza en el horno.
Figure imgf000011_0001
[0055] Parece así que las piezas en bruto pueden permanecer hasta 7 minutos en el horno antes de ser estampadas en caliente, lo que satisface las exigencias requeridas. Esto permite resolver los problemas encontrados en las líneas de estampación en caliente, cuando un incidente en la línea aboca a hacer permanecer las piezas en bruto en el horno más tiempo del previsto. La invención permite esta flexibilidad, evitando rechazar las piezas en bruto. Además, se observará que más allá de 7 minutos, el aumento de tiempo de permanencia tan solo conduce a un decrecimiento muy bajo del ángulo de plegado, lo que indica que el procedimiento según la invención presenta grandes garantías de seguridad en caso de deriva con respecto a los parámetros nominales de tratamiento térmico durante la estampación en caliente, y permite obtener una gran reproductibilidad de las características mecánicas de las piezas.
[0056] Así, la invención permite la fabricación de piezas revestidas con muy altas características de resistencia y de aptitud para el plegado, con una buena isotropía, en condiciones económicas muy satisfactorias. Estas piezas se utilizarán de manera rentable como piezas estructurales o de refuerzo en el campo de la construcción automotriz.

Claims (10)

REIVINDICACI0NES
1. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero revestida y endurecida, que comprende las etapas sucesivas según las cuales:
- se proporciona una chapa laminada en frío y recocida prerrevestida para la fabricación de piezas endurecidas por templado en prensa, compuesta por un sustrato de acero para tratamiento térmico que contiene un contenido de carbono C0 comprendido entre el 0,07 % y el 0,5 %, estando dicho contenido expresado en peso, y de un prerrevestimiento metálico al menos en las dos caras principales de dicho sustrato de acero, siendo dicho prerrevestimiento metálico de aluminio o una aleación de aluminio, o de zinc o una aleación de zinc, o está compuesta por una capa de aluminio o de una aleación de aluminio, recubierta con una capa de zinc o de una aleación de zinc, comprendiendo la composición de dicho sustrato de acero, estando los contenidos expresados en peso:
0,07 % ≤ C ≤ 0,5%
0,5 % ≤ Mn ≤ 3 %
0,02 % ≤ Si ≤ 0,5 %
0,01 % ≤ Cr ≤ 1 %
Ti ≤ 0,2 %
Al ≤ 0,25 %
S ≤ 0,05 %
P ≤ 0,1 %
0,0005% ≤ B ≤ 0,010%,
opcionalmente 0,0005 % ≤ Ca ≤ 0,005 %,
estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que proceden de la preparación, incluyendo dicho sustrato una zona descarburada en la superficie de cada una de dichas dos caras principales, estando comprendida la profundidad p50% de dicha zona descarburada entre 6 y 30 micrómetros, siendo p50% la profundidad a la que el contenido en carbono es igual al 50 % de dicho contenido C0, siendo la profundidad p50% medida por espectroscopia de descarga luminiscente, no conteniendo dicha chapa una capa de óxido de hierro entre dicho sustrato y dicho prerrevestimiento metálico,
- se corta dicha chapa prerrevestida para obtener una pieza en bruto, a continuación
- opcionalmente, se estampa en frío dicha pieza en bruto, a continuación
- se calienta dicha pieza en bruto a una temperatura TR en un horno de manera que confiera, al menos parcialmente, una estructura austenítica a dicho acero, a continuación
- se extrae dicha pieza en bruto calentada del horno y se transfiere a una prensa o un dispositivo de conformación, a continuación
- se deforma en caliente o se calibra en caliente dicha pieza en bruto para obtener una pieza, a continuación - se enfría dicha pieza dentro de dicha prensa o de dicho dispositivo de conformación para conferirle por templado una microestructura martensítica o bainito-martensítica.
2. Procedimiento de fabricación según la reivindicación 1, caracterizado porque la composición de dicho sustrato de acero comprende, estando los contenidos expresados en peso:
0,09 % ≤ C ≤ 0,38 %
0,8 % ≤ Mn ≤ 1,5 %
0,1 % ≤ Si ≤ 0,35%
0,01 % ≤ Cr ≤ 0,3%
0,02 % ≤ Ti ≤ 0,1 %
0,001 ≤ Al ≤ 0,25 %
S ≤ 0,05 %
P ≤ 0,1%
0,002 % ≤ B ≤ 0,005 %,
opcionalmente 0,0005 % ≤ Ca ≤ 0,005 %,
estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que proceden de la preparación,
3. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 o 2, caracterizado porque la composición de dicho sustrato de acero comprende, estando el contenido expresado en peso:
0,15% ≤ C ≤ 0,25%
4. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 o 2, caracterizado porque la composición de dicho sustrato de acero comprende, estando los contenidos expresados en peso:
0,20 % ≤ C ≤ 0,25 %
1,1% ≤ Mn ≤ 1,35%
0,15% ≤ Si ≤ 0,35%
0,02 % ≤ Al ≤ 0,06 %
0,02 % ≤ Ti ≤ 0,05 %
0,02% ≤ Cr ≤ 0,25%
0,002 % ≤ B ≤ 0,004 %,
estando el resto de la composición constituido por hierro e impurezas inevitables que proceden de la preparación.
5. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizado porque dicho sustrato de acero tiene un contenido de oxígeno 00 y, bajo la interfaz entre el prerrevestimiento y dicho sustrato, en una profundidad situada entre 0 y 5 micrómetros a partir de dicha interfaz, un contenido medio de oxígeno 0m, siendo 0m/0ü superior a 15.
6. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque dicho sustrato contiene, en una zona situada entre 0 y 5 micrómetros bajo la interfaz entre dicho prerrevestimiento y dicho sustrato, óxidos que comprenden al menos un elemento seleccionado en un grupo constituido por titanio, silicio, manganeso, aluminio y cromo, siendo la densidad de dichos óxidos de diámetro superior a 1 micrómetro en esta zona, siendo superior a 50/mm2
7. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque la profundidad de dicha zona descarburada está comprendida entre 9 y 30 micrómetros.
8. Procedimiento de fabricación según la reivindicación 7, caracterizado porque la profundidad p50% de dicha zona descarburada está comprendida entre 12 y 30 micrómetros.
9. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque dicha temperatura TR es superior o igual a la temperatura Ac3 de dicho acero.
10. Procedimiento de fabricación según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque la chapa tiene un grosor comprendido entre 0,5 y 2,6 mm.
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