ES2967397T3 - Acero para endurecimiento por presión y piezas endurecidas por presión fabricadas a partir de dicho acero - Google Patents

Acero para endurecimiento por presión y piezas endurecidas por presión fabricadas a partir de dicho acero Download PDF

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Abstract

Una pieza de acero endurecido por presión en la que la composición química del acero comprende, en peso: 0,062% <= C <= 0,095%, 1,4% <= Mn <= 1,9%, 0,2% <= Si <= 0,5%, 0,020% <= Al <= 0,070%, 0,02 % <= Cr <= 0,1%, donde: 1,5% <=(C+Mn+Si+Cr) <= 2,7%, 0,040% <= Nb <= 0,060%, 3,4 x N <=Ti <= 8 x N donde: 0,044% <= (Nb + Ti) <=0,090%, 0,0002 <= B <= 0,004%, 0,001% <=N <= 0,009%, 0,0005% <= S <= 0,003%, 0,001% <= P <= 0,020%, opcional: 0,0001% <= Ca <=0,003%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y donde la microestructura comprende, en su mayor parte, en fracciones superficiales: menos del 40% de bainita, menos del 5% de austenita, menos del 5% de ferrita, siendo el resto martensita, dijo Martensita compuesta de martensita fresca y de martensita autotemplada. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Acero para endurecimiento por presión y piezas endurecidas por presión fabricadas a partir de dicho acero [0001] La presente invención se refiere a piezas de acero que se conforman en caliente y se endurecen por presión a través de una etapa de enfriamiento que se logra al mantener las piezas en la herramienta de prensa. Estas piezas se utilizan como elementos estructurales en vehículos automotores para funciones de antiintrusión o absorción de energía. Dichas piezas también se pueden usar, por ejemplo, para la fabricación de herramientas o piezas para maquinaria agrícola.
En dicho tipo de aplicaciones, es deseable tener piezas de acero que combinen alta resistencia mecánica, alta resistencia al impacto, buena resistencia a la corrosión y precisión dimensional. Esta combinación es particularmente deseable en la industria del automóvil. Las piezas automotrices como los rieles delanteros o traseros, los rieles del techo, los pilares B y las piezas del chasis, como los brazos de control inferiores, los soportes del motor, necesitan más particularmente estas propiedades.
[0002] El procedimiento de endurecimiento por presión ha sido descrito en la publicación GB1490 535. Se obtiene una pieza de acero endurecido calentando una pieza bruta de acero a una temperatura a la que el acero se transforma en austenita y a continuación se conforma en caliente en una prensa. La pieza bruta se enfría simultáneamente rápidamente en la herramienta de prensa y se mantiene así para evitar la distorsión, obteniendo así una microestructura martensítica y/o bainítica. El acero utilizado puede tener la siguiente composición: C <0,4 %, 0,5 2,0 % de Mn, S y P <0,05, 0,1-0,5 % de Cr, 0,05-0,5 % de Mo, <0,1 % de Ti, 0,005-0,01 % de B, <0,1 % de Al. Sin embargo, esta publicación no proporciona una solución para obtener simultáneamente alta resistencia mecánica y alargamiento, buena flexibilidad y soldabilidad.
[0003] La publicación FR2780984 describe la fabricación de piezas con buena resistencia a la corrosión y resistencia a la tracción superiores a 1500 MPa: una lámina de acero aluminizado con 0,15-0,5 % de C, 0,5-3 % de Mn, 0,1-0,5 % de Si, 0,01-1 % de Cr, <0,2 % de Ti, 0,1 % de Al y P, <0,05 % de S, 0,0005-0,08 % de B, se calienta, se conforma y se enfría rápidamente. Sin embargo, debido al alto nivel de resistencia a la tracción, el alargamiento total en la prueba de tracción es inferior al 6 %.
[0004] La publicación EP2137327 describe el endurecimiento por presión de una pieza bruta de acero con una composición que contiene: 0,040-0,100 % de C, 0,80-2,00 % de Mn, <0,30 % de Si, <0,005 % de S, <0,030 % de P, 0,01-0,070 % de Al, 0,015-0,100 % de Al, 0,030-0,080 % de Ti, <0,009 % de N, <0,100 % de Cu, Ni, Mo, <0,006 % de Ca. Después del endurecimiento por presión, se puede obtener una resistencia a la tracción superior a 500 MPa. Sin embargo, debido a la naturaleza de la microestructura, que es ferrita equiaxial, no es posible alcanzar un nivel de resistencia a la tracción muy alto.
[0005] El documento EP1865086 describe una composición de acero que comprende 0,1-0,2 % de C, 0,05-0,3 % de Si, 0,8-1,8 % de Mn, 0,5-1,8 % de Ni, <0,015 % de P, <0,003 % de S, 0,0002-0,008 % de B, opcionalmente 0,01 0,1 % de Ti, opcionalmente 0,01-0,05 % de Al, opcionalmente 0,002-0,005 % de N. Esta composición permite fabricar una pieza endurecida por presión con una resistencia a la tracción superior a 1000 MPa y con un alargamiento superior al 10 %. Sin embargo, debido a su alto contenido de níquel, este acero es costoso de fabricar.
[0006] El documento EP1881083 describe una pieza endurecida por presión hecha de una aleación de acero que contiene 0,11-0,18 % de C, 0,10-0,30 % de Si, 1,60-2,20 % de Mn, < 0,0015 % de P, < 0,010 % de S, 1,00-2,00 % de Cr, < 0,020 % de N, 0,020-0,060 % de Nb, 0,001-0,004 % de B, 0,001-0,050 % de Ti. La pieza tiene una resistencia a la tracción superior a 1200 MPa y un alargamiento total de más del 12 %. Sin embargo, debido a su alto contenido de cromo, este acero es costoso de fabricar.
[0007] Por tanto, se desea tener una pieza endurecida por presión y un procedimiento de fabricación que no tenga las limitaciones anteriores. Se desea más particularmente tener una pieza de acero endurecido por presión con un espesor comprendido entre 0,8 y 4 mm y un límite elástico YS comprendido entre 700 y 950 MPa, una tensión de tracción TS comprendida entre 950 y 1200 MPa y una alta ductilidad caracterizado por un ángulo de flexión superior a 75°.
[0008] También se desea tener una pieza endurecida por presión con una deformación por fractura en condiciones de deformación plana, superior a 0,60.
[0009] Como las áreas fuertemente deformadas en las piezas endurecidas por presión, como por ejemplo, las zonas de radios, están sometidas a una alta concentración de tensión durante condiciones de servicio adicionales o durante colisiones de vehículos, también es deseable tener piezas endurecidas por presión que muestren una mayor ductilidad en estas deformadas zonas.
[0010] También es deseable tener piezas endurecidas por presión que sean fácilmente soldables, y uniones soldadas endurecidas por presión con alta ductilidad y sin ablandamiento significativo en las zonas afectadas por el calor.
[0011] También es deseable tener láminas de acero que sean adecuadas para la soldadura por láser: este procedimiento es muy sensible a los defectos de desalineación que pueden deberse a una planitud insuficiente: por tanto, se requieren láminas con muy buenas propiedades de planitud para la soldadura por láser.
[0012] También es deseable tener una lámina de acero que pueda soldarse fácilmente, ya sea en un procedimiento homogéneo (es decir, soldadura de dos láminas con la misma composición) o en un procedimiento heterogéneo (soldadura de dos láminas con diferentes composiciones de acero) y endurecido por presión adicional, y que estas soldaduras endurecidas por presión tengan altas propiedades mecánicas.
[0013] También se desea tener una composición de acero para el endurecimiento por presión que pueda estar disponible en estado no recubierto o con un recubrimiento metálico que proporcione al sustrato de acero una resistencia a la corrosión después del endurecimiento por presión.
[0014] Para este fin, un primer objeto de la presente invención es una pieza de acero endurecido por presión con una composición química de acero que comprende, en peso: 0,062 % < C < 0,095 %, 1,4 % < Mn < 1,9 %, 0,2 % < Si < 0,5 %, 0,020 % < Al < 0,070 %, 0,02 % < Cr < 0,1 %, donde 1,5 % < (C+Mn+Si+Cr) < 2,7 %, 0,040 % < Nb < 0,060 %, 3,4 x N < Ti < 8 x N, donde: 0,044 % < (Nb Ti) < 0,090 %, 0,0002 < B < 0,004 %, 0,001 % < N < 0,009 %, 0,0005 % < S < 0,003 %, 0,001 % < P < 0,020 % opcionalmente: 0,0001 % < Ca < 0,003 %, el resto siendo Fe e impurezas inevitables, y donde la microestructura comprende, en la mayoría de la pieza, en fracciones superficiales: menos del 40 % de bainita, menos del 5 % de austenita, menos del 5 % de ferrita, el resto siendo martensita, dicha martensita consistiendo en martensita fresca y en martensita templada.
[0015] Preferentemente, la composición es tal que: 0,0005 < B < 0,004 %.
[0016] Preferentemente, la composición es tal que: 1,7 % < (C Mn Si Cr) < 2,3 %.
[0017] En un modo preferido, el contenido de C de la pieza de acero es tal que: 0,065 % < C < 0,095 % Preferentemente, la microestructura comprende al menos el 5 % en la fracción superficial de martensita templada.
[0018] La suma de las fracciones superficiales de martensita fresca y de martensita templada está comprendida preferentemente entre el 65 y el 100 %.
[0019] Según un modo preferido, el tamaño medio de los nitruros de titanio es inferior a 2 micrómetros en las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor de la pieza y la superficie más cercana de la pieza.
[0020] Preferentemente, la longitud media de los sulfuros es inferior a 120 micrómetros en las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor de la pieza y la superficie más cercana de la pieza.
[0021] Según un modo preferido, la pieza de acero endurecido por presión comprende al menos una zona deformada en caliente (A) con una cantidad de deformación superior a 0,15 y al menos una zona (B) que ha experimentado el mismo ciclo de enfriamiento en el endurecimiento por presión que la zona (A), donde la cantidad de deformación es inferior a 0,05.
[0022] La diferencia de dureza entre la zona (B) y la zona deformada en caliente (A) es preferentemente más de 20 HV.
[0023] Preferentemente, el ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en la zona deformada en caliente (A) se reduce en más del 50 % en comparación con el ancho del listón de la estructura martensíticabainítica en la zona (B).
[0024] En un modo preferido, el ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en la zona deformada en caliente (A) es inferior a 1 pm.
[0025] El ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en la zona (B) está comprendido preferentemente entre 1 y 2,5 pm.
[0026] Según un modo de la invención, la pieza de acero endurecido por presión está recubierta con un recubrimiento metálico.
[0027] El recubrimiento metálico es preferentemente una aleación a base de cinc o una aleación de cinc.
[0028] Preferentemente, el recubrimiento metálico es una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio.
[0029] En un modo preferido, la pieza endurecida por presión tiene un límite elástico comprendido entre 700 y 950 MPa, una tensión de tracción TS comprendida entre 950 y 1200 MPa, y un ángulo de flexión superior a 75°.
[0030] Según un modo preferido, la pieza de acero endurecido por presión tiene un espesor variable.
[0031] Muy preferentemente, el espesor variable se produce mediante un procedimiento continuo de laminación flexible.
[0032] Otro objeto de la invención es una pieza de acero soldada con láser endurecida por presión, donde al menos una primera pieza de acero de la soldadura es una pieza recubierta de Al como se describió anteriormente, soldada con al menos una segunda pieza de acero, cuya composición contiene del 0,065 al 0,38 % de carbono en peso, y donde el metal de soldadura entre la primera pieza de acero y la segunda pieza de acero tiene un contenido de aluminio inferior al 0,3 % en peso, y donde la primera pieza de acero, la segunda pieza de acero y el metal de soldadura, se endurecen por presión en la misma operación.
[0033] La invención también tiene por objeto un procedimiento para fabricar una pieza de acero endurecido por presión, que comprende las siguientes y sucesivas etapas:
- proporcionar un semiproducto de acero con la composición mencionada anteriormente,
- laminar en caliente el semiproducto para obtener una lámina de acero laminada en caliente,
- enrollar la lámina de acero laminada en caliente a una temperatura de enrollamiento Tc comprendida entre 550 °C y Ms, Ms siendo la temperatura de inicio de transformación martensítica de la lámina de acero, para obtener una lámina de acero enrollada,
- opcionalmente laminar en frío la lámina de acero helicoidal,
- recocer la lámina de acero a una temperatura de recocido Ta para obtener menos del 10 % de la fracción de área no cristalizada, para obtener una lámina de acero recocido,
- cortar la lámina de acero recocido a una forma predeterminada para obtener una pieza bruta,
- calentar la pieza bruta y mantenerla a una temperatura Tm comprendida entre 890 y 950 °C, la duración de mantenimiento Dm a la temperatura Tm estando comprendida entre 1 y 10 minutos, para obtener una pieza bruta calentada,
-transferir la pieza bruta calentada dentro de una prensa de conformado, la duración de transferencia Dt siendo inferior a 10 s,
- conformar en caliente la pieza bruta calentada en la prensa de conformado para obtener una pieza conformada, - enfriar dicha pieza conformada a una velocidad de enfriamiento CR1 comprendida entre 40 y 360 °C/s en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C, y a una velocidad de enfriamiento CR2 entre 15 y 150 °C/s en un intervalo de temperatura comprendido en 450 °C y 250 °C, donde CR2 < CR1. Preferentemente, la relación de laminación en frío está comprendida entre el 50 y el 80 %.
[0034] La temperatura de recocido Ta está comprendida preferentemente entre 800 y 850 °C, y muy preferentemente entre 800 y 835 °C.
[0035] En un modo particular, la pieza bruta se conforma en frío antes de calentar dicha pieza bruta a dicha temperatura Tm.
[0036] Preferentemente, la conformación en caliente se realiza con una cantidad de deformación superior a 0,15 en al menos una zona deformada en caliente de la pieza,
[0037] En un modo preferido, la lámina de acero recocido se recubre previamente con un prerrecubrimiento metálico, antes de cortar la pieza bruta de acero recocido a una forma predeterminada.
[0038] El prerrecubrimiento metálico es preferentemente cinc, o una aleación a base de cinc, o una aleación de cinc.
[0039] Preferentemente, el prerrecubrimiento metálico es aluminio, o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio. Según un modo preferido, la lámina está recubierta previamente con al menos una capa intermetálica que contiene Al y hierro, y opcionalmente silicio, y el prerrecubrimiento no contiene Al libre, ni faseT5del tipo Fe3Si2Al12, ni faseT6del tipo Fe2Si2Al9.
[0040] En otro modo preferido, el prerrecubrimiento metálico comprende una capa de aluminio o una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio, rematada por una capa de cinc o aleación a base de cinc, o una aleación de cinc.
[0041] La invención también tiene por objeto un procedimiento para fabricar una pieza de acero soldada con láser endurecida por presión, que comprende las siguientes sucesivas etapas de:
- proporcionar al menos una primera lámina de acero con una composición como la mencionada, recubierta previamente con un prerrecubrimiento metálico de aluminio, o aleación a base de aluminio, o aleación de aluminio, - proporcionar al menos una segunda lámina de acero con una composición que contenga, del 0,065 al 0,38 % en peso de carbono, recubierta previamente con un prerrecubrimiento metálico de aluminio, o aleación a base de aluminio, o aleación de aluminio,
- retirar una parte del espesor del prerrecubrimiento de aluminio en los lados superior e inferior a lo largo de un lado de la periferia de la primera lámina de acero y la segunda lámina de acero, a continuación
- crear una pieza bruta soldada por soldadura láser la primera lámina de acero y la segunda lámina de acero, de modo que el contenido de aluminio en el metal de soldadura sea inferior al 0,3 % en peso, realizándose la soldadura láser a lo largo de la periferia donde una parte del prerrecubrimiento de aluminio ha sido retirada,
- calentar la pieza bruta soldada y mantenerla a una temperatura Tm comprendida entre 890 y 950 °C, la duración de mantenimiento Dm a dicha temperatura estando comprendida entre 1 y 10 minutos, para obtener una pieza bruta soldada calentada,
- transferir la pieza bruta soldada calentada dentro de una prensa de conformado, la duración de transferencia Dt siendo inferior a 10 s,
- conformar en caliente la pieza bruta soldada calentada en la prensa de conformado para obtener una pieza formada soldada,
- enfriar la pieza conformada soldada a una velocidad de enfriamiento CR1 comprendida entre 40 y 360 °C/s en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C, y a una velocidad de enfriamiento CR2 entre 15 y 150 °C/s en un intervalo de temperatura comprendido en 450 °C y 250 °C, donde CR2 < CR1.
[0042] Preferentemente, la duración de mantenimiento Dm está comprendida entre 1 y 6 minutos. La invención también tiene por objeto el uso de una pieza como se describió anteriormente, o fabricada según un procedimiento como se describió anteriormente, para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos.
[0043] La invención se describirá ahora con más detalles pero sin limitaciones a la vista de las siguientes figuras, donde:
- Las figuras 1 y 2 ilustran las microestructuras de piezas endurecidas por presión fabricadas según la invención - Las figuras 3 y 4 ilustran las microestructuras de piezas endurecidas por presión fabricadas a partir de composiciones de acero que no corresponden a la invención.
- La figura 5 ilustra la influencia de nitruros de titanio de gran tamaño en la trayectoria de propagación de grietas, en una pieza endurecida por presión fabricada a partir de una composición de acero que no corresponde a la invención. - La figura 6 ilustra sulfuro de manganeso de gran tamaño en una pieza endurecida por presión, fabricada a partir de una composición de acero que no corresponde a la invención.
- La figura 7 ilustra esquemáticamente las zonas exteriores cerca de la superficie de una pieza endurecida por presión.
[0044] Las piezas de acero endurecido por presión se fabrican a partir de una lámina de acero que tiene una composición específica, expresándose los elementos en porcentaje en peso:
- 0,062 % < C < 0,095 %: el contenido de carbono no debe ser inferior al 0,062 % para obtener una capacidad de enfriamiento y una capacidad de endurecimiento suficientes, y una resistencia a la tracción satisfactoria después del endurecimiento por presión. El contenido de C es óptimamente no inferior al 0,065 % para obtener dichas propiedades de manera estable. Sin embargo, cuando el contenido de carbono excede el 0,095 %, la flexibilidad y la tenacidad de la soldadura se reducen.
-1,4 % < Mn < 1,9 %: el manganeso no debe ser inferior al 1,4 % de Mn para tener una capacidad de endurecimiento suficiente, a fin de obtener una estructura con suficiente proporción de martensita después del endurecimiento por presión. Sin embargo, un contenido de manganeso superior al 1,9 % aumenta el riesgo de formación de segregaciones con microestructuras de tipo banda asociadas con la disminución de la ductilidad.
- 0,2 % < Si < 0,5 %: el silicio contribuye a la desoxidación del acero en la etapa líquida y al endurecimiento después del conformado en caliente. Para obtener estos efectos, el Si debe ser superior al 0,2 %. Sin embargo, el Si no debe exceder el 0,5 % para evitar una estabilización excesiva de austenita durante el paso de enfriamiento en el endurecimiento por presión. Además, dicho alto contenido de Si puede causar la formación de óxidos superficiales que impiden la adherencia del recubrimiento en la fabricación de láminas de acero con recubrimiento metálico. - 0,020 % < Al < 0,070 %: cuando se añade en una cantidad no inferior a 0,020 %, el aluminio es un desoxidante muy efectivo en estado líquido. Sin embargo, cuando el Al excede el 0,070 %, existe el riesgo de formación de aluminatos gruesos en estado líquido, lo que podría reducir la ductilidad de la pieza endurecida por presión.
- 0,02 % < Cr < 0,1 %: en una cantidad superior al 0,02 %, la adición de cromo es efectiva para aumentar la capacidad de enfriamiento durante el endurecimiento por presión. Sin embargo, en combinación con los otros elementos de la composición que también aumentan la capacidad de enfriamiento, una adición de Cr superior al 0,1 % favorece las condiciones de una estructura completamente martensítica incluso en las zonas deformadas, sin la posibilidad de formación de bainita que aumente la ductilidad.
- 0,030 % < Nb < 0,060 %: en combinación con carbono y/o nitrógeno, el niobio forma Nb fino (CN). El contenido de Nb no inferior al 0,030%permite obtener precipitados que refinan el tamaño de grano de austenita durante el calentamiento que precede inmediatamente a la conformación por prensado en caliente. Este grano de austenita más fino da como resultado una estructura de listones más fina y una mayor ductilidad y tenacidad. Sin embargo, un contenido superior al 0,060 % provoca una mayor dureza de la lámina laminada en caliente, lo que dificulta la realización del laminado en banda caliente.
- 3,4 x N < Ti < 8 x N: el titanio precipita a alta temperatura en forma de nitruros. Cuando Ti no es inferior a 3,4 x N, una cantidad suficiente de nitrógeno se une de manera estable con titanio, de modo que el nitrógeno ya no está disponible para combinar con boro. Por tanto, el boro está disponible para difundir hacia los límites de grano de austenita y para retrasar la transformación de austenita en el enfriamiento, aumentando así la capacidad de enfriamiento. Sin embargo, cuando el titanio excede 8 x N, existe el riesgo de que el titanio precipite en la etapa líquida durante la elaboración del acero, creando así nitruros de titanio gruesos que reducen la ductilidad y la flexibilidad después del endurecimiento por presión. Aún más preferentemente, el contenido de Ti es inferior a 7 x N.
- 0,044 % < (Nb Ti) < 0,090 %: la suma de los contenidos de niobio y titanio no debe ser inferior al 0,044 % para obtener una precipitación que contribuya a obtener una resistencia a la tracción superior a 950 MPa después del endurecimiento por presión. Sin embargo, la suma de titanio y niobio no debe exceder el 0,090 %, a menos que aumente el riesgo de obtener un ángulo de flexión inferior a 75° después del endurecimiento por presión.
- 0,0002 % < B < 0,004 %: con un contenido de al menos 0,0002 %, el boro impide la formación de ferrita al enfriarse y aumenta la capacidad de enfriamiento durante el procedimiento de endurecimiento por presión. Su contenido está limitado al 0,004 % porque por encima de este nivel, su efecto está saturado y la adición adicional no es efectiva. - 0,001 % < N < 0,009 %: el contenido de nitrógeno se ajusta durante la elaboración del acero. En un contenido no inferior al 0,001 %, el nitrógeno se combina con titanio y niobio para formar nitruros y carbonitruros que limitan el engrosamiento del grano de austenita durante el calentamiento, que a su vez refina los listones martensíticos y la estructura bainítica obtenida después del endurecimiento por presión. Sin embargo, un contenido de N superior al 0,009 % reduce el ángulo de flexión de la pieza endurecida por presión y reduce la ductilidad. Aún más preferentemente, el contenido de nitrógeno es inferior al 0,007 %.
- 0,0005 % < S < 0,003 %: el contenido de azufre no debe ser superior al 0,003 % ya que se crean sulfuros que reducen la flexibilidad y la ductilidad de la pieza endurecida por presión. Sin embargo, el contenido de S inferior al 0,0005 % necesita un tratamiento de desulfuración costoso, sin un beneficio significativo. Por tanto, se prefiere un contenido de S no inferior al 0,0005 %.
- 0,001 % < P < 0,020 %: cuando está presente en una cantidad superior al 0,020 %, el fósforo puede segregarse en los límites de grano de austenita y reducir la tenacidad de la pieza endurecida por presión. Sin embargo, el contenido de P inferior al 0,001 % necesita un tratamiento costoso en la etapa líquida, sin un beneficio significativo en las propiedades mecánicas de la pieza endurecida por presión. Por tanto, se prefiere un contenido de P no inferior al 0,001 %.
- 0,0001 % < Ca < 0,003 %: como elemento opcional, se puede añadir calcio a la composición de acero. Cuando se añade en un contenido no inferior al 0,0001 %, el Ca se combina con azufre y oxígeno, creando así oxisulfuros que no ejercen un efecto perjudicial sobre la ductilidad, como en el caso de los sulfuros de manganeso alargados. Además, estos oxisulfuros actúan como nucleantes para una precipitación fina de (Ti, Nb) (C, N). Este efecto se satura cuando el contenido de Ca es superior al 0,003 %. 1,5 % < (C Mn Si Cr) < 2,7 %: carbono, manganeso, silicio, cromo son elementos que aumentan la capacidad de enfriamiento. La suma de los contenidos de estos elementos se selecciona en combinación para obtener el resultado deseado: cuando (C Mn Si Cr) es inferior al 1,5 % en peso, existe el riesgo de que la capacidad de enfriamiento sea insuficiente para obtener la fracción superficial deseada de martensita. Sin embargo, cuando la suma de los contenidos de estos elementos es superior al 2,7 %, existe el riesgo de formar una gran cantidad de martensita fresca que puede reducir la tenacidad de la pieza endurecida por presión. Preferentemente, para garantizar resultados muy eficientes y estables con respecto a la capacidad de enfriamiento y tenacidad, los contenidos son tales que: 1,7 % < (C Mn Si Cr) < 2,3 %:
[0045] Ahora se describirá la microestructura de la pieza de acero endurecido por presión según la invención. Esta descripción de la microestructura se aplica a la mayoría de la pieza de acero endurecido a presión, lo que significa que esta microestructura está presente en al menos el 95 % del volumen de la pieza endurecida por presión para lograr las propiedades mecánicas deseadas. Como se explicará a continuación, debido al hecho de que la pieza puede soldarse antes del endurecimiento por presión, es decir, que la microestructura de la soldadura puede ser diferente de la mayor parte de la pieza endurecida por presión, o debido a los cambios microestructurales que pueden resultar de una deformación local más intensa en la etapa de conformación por presión, la microestructura puede ser localmente diferente en algunas zonas de la pieza, que representan menos del 5 % del volumen de esta pieza.
[0046] Por tanto, la mayoría de la pieza endurecida contiene más del 50 % de martensita en fracción superficial. La fracción superficial se determina mediante el siguiente procedimiento: se corta una muestra de la pieza endurecida por presión, se pule y se graba con un reactivo conocido en sí, para poner de manifiesto la microestructura. La sección se examina después a través de un microscopio electrónico de barrido u óptico. La determinación de la fracción superficial de cada componente (martensita, bainita, ferrita, austenita) se realiza con análisis de imágenes a través de un procedimiento conocido en sí.
[0047] La martensita está presente como listones alargados finos, orientados dentro de los granos de austenita anteriores.
[0048] Según la velocidad de enfriamiento en el procedimiento de endurecimiento por presión y la temperatura de transformación Ms de austenita en martensita, la martensita puede estar presente como martensita fresca y/o como martensita templada. Las características específicas de estos subconstituyentes se pueden determinar mediante observaciones con microscopio electrónico:
- la martensita templada aparece como listones finos que contienen carburos de hierro, los carburos estando orientados según las direcciones <111> de la estructura de los listones. Se obtiene mediante la precipitación de carburos en un intervalo de temperatura inferior a Ms, cuando la velocidad de enfriamiento después del conformado en caliente no es demasiado alta para permitir esta precipitación.
- por el contrario, la martensita fresca, en forma de listones o películas, no incluye dichos precipitados de carburos.
[0049] Según un modo preferido de la invención, la suma de las fracciones superficiales de martensita fresca y de martensita templada en la pieza endurecida por presión está comprendida entre el 65 y el 100 %. Dicha condición contribuye a lograr una resistencia a la tracción de al menos 950 MPa, cuando la velocidad de enfriamiento en el endurecimiento por presión está comprendida entre 40 y 360 °C/s en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C.
[0050] Según otro modo preferido, la microestructura de las piezas endurecidas por presión contiene, en fracción superficial, al menos el 5 % de martensita templada. Por tanto, se obtiene una mayor ductilidad y flexibilidad, en comparación con la situación donde la microestructura contiene solo martensita fresca.
- La microestructura de las piezas puede incluir también bainita, en una fracción superficial inferior al 40 %, para aumentar la tenacidad y la flexibilidad de la pieza endurecida por presión. En comparación con la situación donde solo la martensita está presente en la estructura, la bainita permite obtener una mayor ductilidad.
- La microestructura de las piezas también puede incluir ferrita. Sin embargo, este constituyente blando y dúctil no permite alcanzar una alta tensión de tracción. Por tanto, como un objeto de la invención es fabricar piezas endurecidas por presión con una resistencia a la tracción comprendida entre 950 y 1200 MPa, la fracción superficial de ferrita no debe ser superior al 5 %, de lo contrario no se podría obtener la resistencia deseada.
- La microestructura de las piezas también puede incluir una pequeña proporción de austenita que es, a temperatura ambiente, austenita retenida. Cuando los contenidos de carbono y silicio son altos, la temperatura de transformación de la austenita al enfriarse puede reducirse hasta tal punto que la austenita se estabilice a temperatura ambiente. La austenita puede estar presente bajo la forma de islas martensita-austenita (o "M-A"), asociando estos dos tipos de constituyentes. Cuando está presente en una fracción superficial inferior al 5 %, la austenita contribuye a aumentar la ductilidad. Sin embargo, cuando la fracción de austenita es mayor, existe el riesgo de que esta austenita no tenga una alta estabilidad y no se pueda transformar fácilmente en martensita fresca en caso de colisión o de disminución de la temperatura, lo que provoca una disminución de la tenacidad.
[0051] Como la pieza endurecida por presión debe tener propiedades de alta flexibilidad, se ha descubierto que el tamaño medio de los nitruros de titanio debe controlarse para este fin. El tamaño medio de TiN puede determinarse a través de observaciones mediante observaciones de microscopía electrónica de barrido o transmisión. Más específicamente, se ha determinado que el tamaño medio de TiN debe estar limitado en las zonas exteriores cerca de la superficie de la pieza endurecida por presión, que son las zonas más deformadas durante la flexión. Estas zonas están comprendidas entre un cuarto de espesor de la pieza y la superficie más cercana de la pieza. Dichas zonas exteriores, paralelas a las superficies principales de las piezas endurecidas por presión, se ilustran como un ejemplo en un dibujo esquemático de una pieza en forma de sombrero endurecida por presión (o en forma de "omega") en la figura 7, donde se denominan (A) y (B). Se entenderá que dicha ilustración de las zonas exteriores no se limita a esta geometría específica en forma de sombrero, sino que se aplica a cualquier geometría de pieza endurecida por presión.
[0052] Si el tamaño medio de TiN no es inferior a 2 micrómetros, el daño se inicia en los límites entre los nitruros de titanio de forma rectangular y la matriz, y el ángulo de flexión puede ser inferior a 75°.
[0053] En estas zonas exteriores, también existe el riesgo de que el inicio del daño resulte de la presencia de sulfuros alargados: estos componentes pueden estar presentes cuando el contenido de azufre es lo suficientemente alto como para combinarse, principalmente con manganeso, bajo la forma de precipitados gruesos. Como su plasticidad es alta a temperaturas elevadas, se alargan fácilmente mediante laminado en caliente y durante la deformación en caliente en el endurecimiento por presión. Por tanto, cuando la longitud media de los sulfuros es superior a 120 micrómetros en las zonas exteriores (es decir, desde un cuarto de espesor hasta la superficie más cercana), la deformación por fractura puede ser inferior a 0,60 debido al inicio dúctil en estos sulfuros. Esta pieza endurecida por presión descrita anteriormente puede estar sin recubrimiento u opcionalmente recubierta. El recubrimiento puede ser una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio. El recubrimiento también puede ser una aleación a base de cinc o una aleación de cinc.
[0054] En una realización particular, la pieza de acero endurecido por presión de la invención puede tener un espesor que no es uniforme pero que puede variar. Por tanto, es posible lograr el nivel de resistencia mecánica deseado en las zonas que están más sometidas a tensiones externas, y ahorrar peso en las otras zonas de la pieza endurecida por presión, contribuyendo así a la reducción del peso del vehículo. En particular, las piezas con espesor no uniforme pueden producirse mediante laminación flexible continua, es decir, mediante un procedimiento donde el espesor de la lámina obtenido después de la laminación sea variable en la dirección de laminación, en relación con la carga que se ha aplicado a través de los rodillos a la lámina durante el procedimiento de laminación. Por tanto, dentro de las condiciones de la invención, es posible fabricar ventajosamente piezas de vehículo con espesores variables tales como rieles delanteros y traseros, travesaños de asiento, arcos de túnel, pilares, travesaños de paneles de instrumentos, o anillos de puerta.
[0055] Ahora se explicará el procedimiento para fabricar la pieza endurecida por presión.
[0056] Con la composición de acero descrita anteriormente se proporciona un semiproducto en forma de losa o lingote fundido, que puede ser laminado en caliente. El espesor de este semiproducto está comprendido típicamente entre 50 y 250 mm.
[0057] Este semiproducto se lamina en caliente para obtener una lámina de acero laminada en caliente y se enrolla a una temperatura Tc. La temperatura de enrollamiento no debe ser superior a 550 °C, de lo contrario se produce una precipitación demasiado importante de carbonitruros de niobio, lo que induce el endurecimiento y aumenta las dificultades para la etapa adicional de laminación en frío. Cuando la Tc no excede los 550 °C, al menos el 50 % del niobio libre permanece en la lámina de acero. La Tc tampoco debe ser inferior a Ms, por lo que debe evitarse la formación de martensita, lo que dificulta la etapa de laminación en frío.
[0058] En esta etapa, el espesor de la lámina de acero laminada en caliente se encuentra en el intervalo de 1,5 a 4 mm. Para aplicaciones donde el espesor final deseado en el intervalo de 2,5 a 4 mm, las láminas de acero pueden ser recocidas directamente con el procedimiento que se describe a continuación. Para aplicaciones en el intervalo de 0,8 and 2,5 mm, las láminas laminadas en caliente se conservan en vinagre en condiciones habituales y a continuación se laminan en frío. La relación de laminación en frío se define de la siguiente manera: si tü designa el espesor antes de la laminación en frío, y tf el espesor después de la laminación en frío, la relación de laminación es: (ti - tf)/ti. Para obtener una alta fracción de recristalización durante el recocido posterior, la relación de laminación en frío está comprendida típicamente entre el 50 y el 80 %.
[0059] A continuación, la lámina laminada en caliente, o laminada en caliente y adicionalmente laminada en frío, se recuece en el intervalo intercrítico Ac1-Ac3, a una temperatura Ta seleccionada para obtener menos del 10 % de la fracción no cristalizada. Cuando la fracción no cristalizada es inferior al 10 %, se ha demostrado que la planitud de la lámina de acero después del recocido fue especialmente buena, lo que permite producir láminas o piezas brutas que se pueden utilizar en la soldadura por láser. La soldadura por láser requiere piezas brutas con tolerancias estrictas de planitud, de lo contrario, pueden producirse defectos geométricos en la soldadura debido a huecos. Una temperatura de recocido Ta comprendida entre 800 y 850 °C permite obtener este resultado. Una temperatura de recocido en el intervalo preferido de 800-835 °C permite lograr resultados muy estables.
[0060] Después de la etapa de mantenimiento a la temperatura Ta, las etapas adicionales inmediatas del procedimiento dependen del tipo de lámina que se vaya a fabricar:
- si se va a producir una lámina no recubierta, la lámina de acero recocido se enfría a temperatura ambiente.
- como alternativa, se puede producir una lámina de acero con un prerrecubrimiento metálico:
- si el prerrecubrimiento deseado es aluminio, aleación a base de aluminio (es decir, que el Al es el elemento principal en porcentaje en peso del prerrecubrimiento) o aleación de aluminio (es decir, que el Al es superior al 50 % en peso en el prerrecubrimiento), la lámina de acero está sumergida en caliente en un baño a una temperatura de aproximadamente 670-680 °C, la temperatura exacta dependiendo de la composición de la aleación a base de aluminio o la aleación de aluminio. Un prerrecubrimiento preferido es Al-Si, que se obtiene sumergiendo en caliente la lámina en un baño que comprende, en peso, del 5 % al 11 % de Si, del 2 % al 4 % de Fe, opcionalmente del 0,0015 al 0,0030 % de Ca, el resto siendo Al e impurezas resultantes de la fundición.
La lámina se enfría posteriormente a temperatura ambiente. Como opción, esta lámina de Al, aleación a base de Al o Al puede someterse a un tratamiento térmico adicional, a una temperatura en el intervalo de 620-680 °C, para obtener una prealeación del prerrecubrimiento en el sustrato de acero. Este pretratamiento permitirá calentar más rápidamente la pieza bruta de acero en el procedimiento de endurecimiento por presión. Después de este tratamiento de prealeación, el prerrecubrimiento contiene al menos una capa intermetálica que contiene Al y hierro, y opcionalmente silicio, y no contiene Al libre, ni fase T5 del tipo Fe3Si2Al12, ni fase T6 del tipo Fe2Si2Alg.
- si el prerrecubrimiento deseado es cinc, aleación a base de cinc o aleación de cinc, la lámina de acero se sumerge en caliente en un baño a una temperatura de aproximadamente 460 °C, la temperatura exacta dependiendo de la composición de la aleación a base de cinc o la aleación de cinc. El prerrecubrimiento puede ser galvanizado o galvanizado continuo por inmersión en caliente, es decir, que incluye un tratamiento térmico inmediatamente después del galvanizado en caliente a aproximadamente 450--520 °C para obtener un prerrecubrimiento que contenga del 7 al 11 % de Fe.
- como opción, el procedimiento de prerrecubrimiento metálico puede incluir la deposición de dos capas, es decir, el prerrecubrimiento metálico está compuesto por una capa de aluminio o una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio, rematada por una capa de cinc o aleación a base de cinc o una aleación de cinc.
[0061] La lámina de acero recocido, ya sea sin recubrimiento o prerrecubrimiento, se corta a una forma predeterminada para obtener una pieza bruta plana que se puede conformar en caliente en una etapa adicional.
[0062] Como opción, antes de las etapas de calentamiento y conformado en caliente en prensa, la pieza bruta se puede conformar en frío para obtener una pieza bruta preformada. Esta predeformación en frío permite reducir la cantidad de deformación en la siguiente etapa de conformación en caliente.
[0063] A continuación, la pieza bruta, ya sea plana o conformada en frío, se calienta a una temperatura Tm comprendida entre 890 y 950 °C. Los medios de calentamiento no están limitados y pueden estar basados en radiación, inducción o resistencia. La pieza bruta calentada se mantiene a Tm durante un tiempo Dm comprendido entre 1 y 10 minutos. Estos intervalos (temperatura-duración) permiten obtener la transformación completa del acero en austenita. Si la pieza bruta está recubierta previamente, este tratamiento provoca la interdifusión del prerrecubrimiento con el sustrato de acero. Por tanto, durante el calentamiento, las fases intermetálicas se crean temporal o definitivamente por interdifusión, lo que permite facilitar una mayor deformación en la prensa caliente y evitar la descarburación y la oxidación de la superficie del acero. Para una mayor eficiencia del procedimiento, la duración Dm está comprendida entre 1 y 6 minutos.
[0064] Después de las etapas de calentamiento y mantenimiento, la pieza bruta calentada se extrae del dispositivo de calentamiento, que puede ser, por ejemplo, un horno de calentamiento. La pieza bruta calentad se transfiere a una prensa de conformado, la duración de transferencia Dt siendo inferior a 10 s. Esta transferencia debe ser lo suficientemente rápida como para evitar la formación de ferrita poligonal antes de la deformación en caliente en la prensa, de lo contrario existe el riesgo de que la resistencia a la tracción de la pieza endurecida por presión sea inferior a 950 MPa.
[0065] La pieza bruta calentada se conforma posteriormente en caliente en una prensa de conformado, para obtener una pieza conformada. Durante la etapa de conformado, los modos y cantidades de deformación difieren de un lugar a otro debido a la geometría de la pieza final y de las herramientas de conformado. Por ejemplo, algunas zonas pueden estar en expansión, mientras que otras se deforman en la restricción. Cualquiera que sea el modo de deformación, se puede definir una deformación equivalente £b en cada ubicación de la pieza endurecida por presión, o
como , donde £i y £2 son las deformaciones principales. Por consiguiente, £b expresa la cantidad de deformación introducida por el procedimiento de conformación en caliente en cada zona de la pieza endurecida por presión.
[0066] A continuación, la pieza se mantiene dentro de las herramientas de la prensa de conformado para garantizar una velocidad de enfriamiento adecuada y evitar la distorsión de la pieza debido a la contracción y las transformaciones de fase.
[0067] La pieza se enfría principalmente por conducción mediante transferencia de calor con las herramientas. Las herramientas pueden incluir circulación de refrigerante para aumentar la velocidad de enfriamiento o cartuchos de calentamiento para reducir las velocidades de enfriamiento. Por tanto, las velocidades de enfriamiento pueden ajustarse mediante la implementación de dichos medios.
[0068] Para obtener una pieza endurecida por presión según la invención, la pieza conformada se enfría primero en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C, a una velocidad de enfriamiento CR1 comprendida entre 40 y 360 °C /s. Dentro de este intervalo, se produce una transformación de austenita en martensita, con el tiempo, de bainita.
[0069] En una etapa adicional, la pieza se enfría en un intervalo de temperatura comprendido entre 450 °C y 250 °C, a una velocidad de enfriamiento CR2 entre 15 y 150 °C/s, más lenta que la velocidad de enfriamiento CR1, es decir, CR2 < CR1. Dentro de este intervalo, el templado de la martensita puede producirse en cierto grado, es decir, precipitar carburos finos. La dureza aumenta a través de esta etapa de templado.
[0070] Las piezas obtenidas mediante el procedimiento descrito tienen un espesor típicamente comprendido entre 0,8 y 4 mm.
[0071] Los inventores han descubierto un procedimiento para obtener una alta ductilidad en las zonas de la pieza endurecida por presión donde se experimenta una alta concentración de tensión durante el uso de la pieza cuando las zonas en la prensa de conformado se deforman con una deformación equivalente £b mayor que 0,15, los inventores han demostrado que la estructura de estas zonas deformadas es más fina y que se pueden obtener fases más suaves y más dúctiles en estas regiones.
[0072] Los inventores han comparado zonas no deformadas o poco deformadas (las zonas de designación posteriores donde £b < 0,05) con zonas donde la deformación se ha aplicado con una cantidad superior a 0,15. La dureza de las zonas altamente deformadas, disminuye en más de 20 HV1 (HV1 es la dureza Vickers medida bajo una carga de 1 kgf) en comparación con las zonas no deformadas o poco deformadas en la pieza endurecida por presión. Este ablandamiento local corresponde a un aumento de la tenacidad. Sin embargo, la cantidad del ablandamiento sigue siendo limitada, lo que significa que el límite elástico y los requisitos de resistencia a la tracción se cumplen en estas zonas deformadas.
[0073] El tamaño medio del listón martensítico (fresco o templado)/bainítico Ls se ha medido en zonas poco o muy deformadas. Después del grabado adecuado para poner de manifiesto la microestructura, el tamaño del listón se determina mediante el procedimiento de intercepción que se conoce en sí. En las zonas donde la deformación aplicada es superior a 0,15, el ancho medio del tamaño del listón bainítico/martensítico es inferior a 1 pm. En comparación, el tamaño medio de listón Ls en zonas poco deformadas está en el intervalo de 1-2,5 pm. También se ha puesto en evidencia que la aplicación de un nivel de deformación superior a 0,15 reduce el tamaño del listón en más del 50%, en comparación con las zonas poco deformadas. Esta reducción del tamaño del listón aumenta la resistencia a la eventual iniciación y propagación de grietas.
[0074] Por tanto, la combinación de la composición de acero y de los parámetros de endurecimiento por presión permite lograr una alta ductilidad en zonas específicas de las piezas. En aplicaciones de automóviles, las piezas conformadas muestran una mayor ductilidad en caso de colisiones.
[0075] Otro objeto de la invención es una pieza de acero soldada endurecida por presión con recubrimiento de aluminio, que aprovecha las altas propiedades mecánicas de la pieza endurecida por presión: para fabricar dicha pieza, se proporciona al menos una primera lámina de acero con la composición anterior, recubierta con Al, o aleación a base de Al, o aleación de Al. Junto con esta primera lámina, se proporciona al menos una segunda lámina de acero, también recubierta previamente con Al, o aleación a base de Al, o aleación de Al. Las láminas pueden tener las mismas composiciones o composiciones diferentes, y el mismo espesor o diferentes espesores. En el caso de diferentes composiciones, se ha puesto de manifiesto que el contenido de carbono del segundo acero debe estar comprendido entre el 0,065 y el 0,38 % en peso, para crear una soldadura que tenga las propiedades de ductilidad deseadas.
[0076] Las láminas primera y segunda están soldadas a lo largo de uno de sus lados periféricos respectivos. En estos lados periféricos, se elimina una parte del espesor del prerrecubrimiento de Al. Esta eliminación se puede realizar mediante ablación por láser pulsado o mediante ablación mecánica. El objetivo de esta ablación es evitar que una cantidad demasiado alta de Al del prerrecubrimiento se derrita y se incorpore al metal de soldadura. Según el espesor inicial de prerrecubrimiento de Al, y los espesores de la lámina, la cantidad de Al que se eliminará por ablación puede ser más o menos alta. Los inventores han demostrado que las condiciones de ablación deben adaptarse para que el contenido de Al en el metal de soldadura creado entre la primera y la segunda lámina, sea inferior al 0,3 % en peso. De lo contrario, cualquiera de los metales intermedios frágiles puede precipitarse en la soldadura, o el alto contenido de Al podría evitar la transformación en austenita cuando se calienta antes del conformado por prensado, debido al carácter alfágeno del aluminio.
[0077] Por tanto, cuando se cumplen estas condiciones, la primera y segunda láminas pueden endurecerse por presión en las condiciones descritas anteriormente, sin el riesgo de grietas durante el conformado en caliente. La pieza soldada endurecida por presión obtenida de este modo, donde el metal de soldadura y la primera y segunda lámina se han endurecido por presión en la misma operación, muestra una alta resistencia mecánica y propiedades de ductilidad.
[0078] La invención se ilustrará ahora mediante los siguientes ejemplos, que de ninguna manera son limitativos. Ejemplo 1
[0079] Los aceros con composiciones según la tabla 1, expresados en porcentaje en peso, se han proporcionado en forma de losas. Estas losas se han calentado a 1250 °C, laminado en caliente y enrollado a 520 °C. Después del decapado, las láminas laminadas en caliente se han laminado en frío hasta un espesor de 1,5 mm, con una relación de laminación del 50 %. Posteriormente, las láminas se recocieron a 830 °C, para obtener una fracción superficial no cristalizada inferior al 10 %, y se recubrieron previamente con Al-Si mediante inmersión en caliente continua en un baño a 675 °C. El espesor de prerrecubrimiento es de 25 pm en ambos lados. Estas láminas prerrecubiertas se cortaron en piezas brutas que se endurecieron aún más por presión.
[0080] Valores subrayados: no corresponden a la invención. La tabla 2 detalla las condiciones de endurecimiento por presión, es decir, la temperatura de calentamiento Tm, la duración de calentamiento Dm, la duración de transferencia Dt y las velocidades de enfriamiento CR1 y CR2, que se han aplicado.
T l 2. n i i n n r imi n r r i n
[0081] Valores subrayados: no corresponden a la invención.
[0082] El límite elástico YS y la resistencia a la tracción TS se han determinado en las piezas endurecidas por prensado, utilizando muestras de 20 x 80 mm2 según la norma ISO (EN 10002-1). El ángulo de flexión crítico se ha determinado en piezas endurecidas por prensado de 60 x 60 mm2 soportadas por dos rodillos, según la norma de flexión VDA-238. El esfuerzo de flexión se ejerce mediante un punzón afilado de radio de 0,4 mm. El espacio entre los rodillos y el punzón es igual al espesor de las piezas probadas, añadiendo un espacio libre de 0,5 mm. La aparición de grietas se detecta ya que coincide con una disminución de la carga en la curva de desplazamiento de carga. Las pruebas se interrumpen cuando la carga disminuye más de 30 N de su valor máximo. El ángulo de flexión (a) de cada muestra se mide después de la descarga y, por consiguiente, después de la recuperación de la muestra. Se doblan cinco muestras a lo largo de cada dirección (dirección de laminación y dirección transversal) para obtener un valor medio aA del ángulo de flexión
[0083] La deformación por fractura se determina a través de muestras dobladas en condiciones de deformación plana, que es la condición más grave en vista de la colisión del vehículo. A partir de estas pruebas, es posible determinar el desplazamiento crítico de las muestras cuando se produce una fractura. Por otro lado, el análisis de elementos finitos permite modelar la flexión de dicha muestra, es decir, conocer el nivel de deformación que está presente en la zona doblada para dicho desplazamiento crítico. Esta deformación en condiciones críticas es la deformación por fractura del material.
[0084] Los resultados de dichas pruebas mecánicas se presentan en la tabla 3. Por convención, las condiciones de prueba asocian la composición de acero y las composiciones de endurecimiento por presión. Por tanto, I1B se refiere, por ejemplo, a la composición de acero I1 probada con la condición B.
[0085] La tabla 3 presenta también algunas características microestructurales de las piezas endurecidas por presión. Las fracciones superficiales de los diferentes componentes se han determinado puliendo y grabando las muestras con diferentes reactivos (Nital, Picral, Bechet-Beaujard, metabisulfito de sodio y LePera) para poner de manifiesto los componentes específicos. La cuantificación de las fracciones superficiales se realizó mediante análisis de imágenes y el software Aphelion™, en más de diez zonas representativas de al menos 100 x 100 pm2.
[0086] La determinación de TiN y sulfuros se realizó mediante el uso de micrografía óptica, microscopía electrónica de barrido asociada al microanálisis X. Estas observaciones se han realizado en las zonas ubicadas cerca de las superficies de las muestras, donde la deformación es la más importante en el modo de flexión. Estas zonas debajo de la superficie están ubicadas entre un cuarto de espesor y la superficie más cercana de las piezas. En cada caso, se determinó si el tamaño medio de TiN excedía de 2 jm, y si el tamaño medio de los sulfuros excedía de 120 |jm.
[0087] En los ensayos I1B, I2A, I3A, I4E, las composiciones y las condiciones de endurecimiento por presión corresponden a la invención y se obtienen las características microestructurales deseadas. Como consecuencia, se logran altas propiedades de tracción, alta ductilidad y resistencia al impacto. La microestructura de las piezas I1B e I2A, según lo observado por el microscopio electrónico de barrido, se ilustra respectivamente en las figuras 1 y 2. Algunos detalles sobre los componentes se han destacado en las micrografías.
[0088] En el ensayo R1A, los contenidos de C, Mn, Cr, Nb no cumplen las condiciones de la invención. Incluso si las condiciones de endurecimiento por presión están conformes con los intervalos de la invención, la cantidad de martensita templada es insuficiente y el ángulo de flexión y la deformación por fractura no cumplen los valores solicitados.
[0089] En el ensayo I2C, incluso si la composición corresponde a los intervalos de elementos de la invención, la temperatura de calentamiento Tm es insuficiente. Como consecuencia, la fracción superficial de ferrita es demasiado alta y la fracción superficial de martensita es demasiado baja. Por tanto, no se puede alcanzar el límite elástico de 700 MPa.
[0090] En el ensayo R2D, debido a las altas velocidades de enfriamiento CR1 y CR2, la cantidad de martensita templada es insuficiente.
[0091] En el ensayo R3B, los contenidos de C, Cr y B son demasiado bajos. Por tanto, como la capacidad de endurecimiento es insuficiente, el contenido de ferrita es demasiado alto y no se puede alcanzar el límite elástico y la tensión de tracción. La microestructura de R3B se ilustra en la figura 3. Para un tratamiento dado (B), la influencia de la composición de acero se puede ver a través de la comparación de microestructuras de las piezas I1B (según la invención) y R3B (no es según la invención). Además, el alto contenido de Ti provoca la formación de TiN con un tamaño medio superior a 2 pm. En las pruebas de fractura, se observaron algunas áreas de escisión. La figura 5 ilustra que estas áreas frágiles corresponden a la presencia de TiN (señalado en la figura 5 mediante flechas) que actúan como sitios de iniciación para la escisión. Estos TiN gruesos se ubican cerca de la superficie de la pieza endurecida por presión, es decir, en las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor y la superficie más cercana de la pieza. Como consecuencia, la deformación por fractura es insuficiente.
[0092] En el ensayo R4A, los contenidos de Nb y S no cumplen las condiciones de la invención. La microestructura de la pieza R4A se ilustra en la figura 4. Las composiciones de los aceros I4A y R4A son muy similares, excepto por los contenidos de Nb y S. De la comparación de la figura 1 y 4, se puede ver que el tamaño de grano austenítico previo es mayor en ausencia de Nb, lo que a su vez provoca la formación de listones de martensita con mayor longitud, que ofrecen menos resistencia a la propagación de grietas. Además, R4A tiene un mayor contenido de azufre, lo que provoca la formación de MnS alargado como se ilustra en la figura 6. Estos sulfuros alargados se ubican cerca de las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor y la superficie más cercana de la pieza. Como consecuencia, el ángulo crítico de flexión y la deformación por fractura son demasiado bajos.
Ejemplo 2:
[0093] Se han realizado pruebas de resistencia a la soldadura por puntos en las piezas endurecidas por presión producidas en las condiciones I2A y R1A anteriores. Los parámetros de soldadura son: intensidad: 7,2 kA, fuerza de soldadura: 450 daN. Se han realizado pruebas de dureza en soldaduras por puntos pulidas y cortadas para determinar un eventual ablandamiento en las zonas afectadas por el calor cerca del metal de soldadura. El ciclo térmico asociado a la soldadura induce un gradiente de temperatura que varía desde la temperatura ambiente hasta el acero líquido. El calentamiento a la temperatura en el intervalo de Ac1-Ac3 puede causar un ablandamiento de la microestructura de la pieza endurecida por presión. Este ablandamiento se mide por la diferencia entre la dureza del metal base y el valor mínimo de dureza en la zona afectada por el calor. Cuando el ablandamiento es demasiado importante, una tensión externa aplicada puede concentrarse en la zona ablandada, causando una falla prematura por la concentración de deformación. Se han realizado pruebas de tracción en soldaduras por puntos de resistencia y se ha medido el alargamiento total de las soldaduras. En comparación con el alargamiento del metal base, las soldaduras causan una variación de alargamiento que puede ser más o menos pronunciada en comparación con la del metal base. Por tanto, la variación de alargamiento relativo se define por: (alargamiento del metal base-alargamiento de la soldadura)/alargamiento del metal base. Los resultados se presentan en la tabla 4.
Tabla 4 Variación de la dureza en las zonas afectadas por el calor de las soldaduras por puntos de resistencia y su infl n i n l l r mi n l
[0094] La cantidad de ablandamiento de HAZ es menos pronunciada en la pieza endurecida por presión I2A, fabricada según la invención, que en la pieza de referencia R1A. Incluso a pesar de la presencia de esta zona ablandada, no se mide la pérdida de alargamiento para la condición de la invención I2A, mientras que la pérdida de alargamiento es significativa para la pieza de referencia R1A.
Ejemplo 3:
[0095] Se proporcionaron láminas de acero Al-Si recubiertas previamente con las composiciones I2 y R1. Como se explicó anteriormente, el procedimiento de fabricación permite producir piezas brutas con tolerancias de planitud estrictas que permiten la soldadura por láser.
[0096] Además, también se proporcionó una lámina de acero, de 1,5 mm de espesor, recubierta previamente con Al-Si de 25 pm de espesor, que tenía la composición de la tabla 5.
T l : m i i n l r R n
[0097] Cuando se endurece por presión en la condición A, este acero permite obtener una resistencia a la tracción UTS de aproximadamente 2000 MPa.
[0098] Todas estas piezas brutas prerrecubiertas de Al-Si fueron ablacionadas en uno de sus lados periféricos. Se eliminó la parte metálica del recubrimiento de Al-Si, mientras que la capa intermetálica entre el sustrato de acero y el prerrecubrimiento se dejó en su lugar. Esta ablación se realizó a través de un láser YAG, 4kW, con un punto de enfoque de 1 mm2, en los lados superior e inferior de las láminas prerrecubiertas.
[0099] Posteriormente, la soldadura láser se realizó con un láser YAG de 4kW, con una velocidad de soldadura de 6 m/Mn, bajo protección de helio. Se probaron diferentes configuraciones:
- soldadura homogénea: lámina de acero I2 soldada a otra lámina de acero I2
- soldadura heterogénea: lámina de acero I2 soldada a láminas de acero R2 o R5. En este caso, el acero I2 (C = 0,091 %) se ensambla con aceros con mayor contenido de C (0,22 % para R1 y 0,34 % para R5).
[0100] En todos los casos, la ablación realizada antes de soldar permitió alcanzar un contenido de aluminio en el metal de soldadura inferior al 0,3 %. Por tanto, se evitó la formación de compuestos intermetálicos y se logró la transformación completa del metal de soldadura en austenita, antes del endurecimiento por presión. Todas las uniones soldadas se calentaron y se endurecieron por presión según la condición A de la tabla 2, para fabricar piezas de acero soldadas con láser endurecidas por presión. Por tanto, los diferentes elementos de las uniones soldadas (láminas de acero base que rodean la soldadura y la propia soldadura) se endurecieron por presión en la misma operación. Las muestras de tracción se mecanizaron en la dirección transversal a las soldaduras y en los aceros de base adyacentes. Los resultados de las soldaduras se han comparado con los de los aceros base adyacentes.
Tabl : r l l r r i n r liz n l r n r i r resión
[0101] Por tanto, siempre que las soldaduras de Al-Si contengan menos del 0,3 % de Al, la lámina de acero según la invención puede soldarse a láminas de acero con un contenido de C de hasta el 0,34 % sin riesgo de fragilización.
Ejemplo 4
[0102] El acero I1 ha sido provisto y endurecido por presión en la condición B de la tabla 2, para fabricar piezas que tienen diversas formas omega. Esto hizo posible obtener zonas con una pequeña cantidad de deformación (£b <0,05), y zonas donde £b = 0,18. Las últimas zonas corresponden a la concentración de tensión en las condiciones de uso.
[0103] Se recortaron muestras de estas piezas y se grabaron con Nital para poner de manifiesto la microestructura. Estas muestras han sido observadas por un microscopio electrónico con una pistola de emisión de campo, con un aumento de 5000 y 10000. Las zonas observadas están compuestas principalmente de martensita (fresca o templada) y bainita. El tamaño medio del ancho del listón de la martensita y la bainita (es decir, sin distinguir estos dos componentes) se determinó mediante el procedimiento de intercepciones. Además, se han realizado mediciones de dureza Vickers en las diferentes zonas.
[0104] Los resultados se presentan en la tabla 7.
Tabla 7. Ancho medio del listón
[0105] La zona deformada muestra una disminución de la dureza de 25 HV. Como se estima a partir de este valor de dureza, el UTS de esta zona deformada es de aproximadamente 1050 MPa, que cumple con el valor solicitado.
[0106] Con respecto al ancho medio del listón, la zona deformada muestra una reducción de más del 50 % en comparación con las zonas poco deformadas o no deformadas. Por tanto, la estructura de listones más fina en las zonas deformadas permite lograr una mayor tenacidad en las zonas que son más críticas durante el uso de la pieza.
[0107] Por lo tanto, las piezas de acero fabricadas según la invención pueden usarse con fines de lucro para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos.

Claims (33)

  1. REIVINDICACIONES 1. Una pieza de acero endurecido por presión donde la composición química del acero comprende, en peso: 0,062 <C <0,095% 1,4% < Mn < 1,9% 0,2% < Si < 0,5% 0,020% < Al < 0,070% 0,02% <Cr< 0,1%, donde: 1,5 % < (C Mn Si Cr) < 2,7 % 0,040% < Nb < 0,060% 3,4 x N <T¡ < 8 x N donde: 0,044 % < Ti < 0,090 % 0,0002 < B < 0,004% 0,001% <N< 0,009% 0,0005% < S < 0,003% 0,001% <P <0,020% opcionalmente: 0,0001 % < Ca < 0,003 %, el resto siendo Fe e impurezas inevitables, y donde la microestructura comprende, en la mayoría de dicha pieza, en fracciones superficiales: menos del 40 % de bainita, menos del 5 % de austenita, menos del 5 % de ferrita, el resto siendo martensita, dicha martensita consistiendo en martensita fresca y en martensita templada, la pieza de acero endurecida por presión teniendo un espesor comprendido entre 0,8 y 4 mm.
  2. 2. Una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 1, donde:
  3. 3. Una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 1 o 2, donde: 0,065% < C < 0,095%.
  4. 4. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, donde la microestructura comprende al menos el 5 % en fracción superficial de martensita templada.
  5. 5. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde la suma de las fracciones superficiales de martensita fresca y de martensita templada está comprendida entre el 65 y el 100 %.
  6. 6. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, donde el tamaño medio de los nitruros de titanio es inferior a 2 micrómetros en las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor de la pieza y la superficie más cercana de la pieza.
  7. 7. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, donde la longitud media de los sulfuros es inferior a 120 micrómetros en las zonas exteriores comprendidas entre un cuarto de espesor de la pieza y la superficie más cercana de la pieza.
  8. 8. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, que comprende al menos una zona deformada en caliente (A) con una cantidad de deformacióntcsuperior a 0,15, y al menos una zona (B) que ha experimentado el mismo ciclo de enfriamiento en el endurecimiento por presión que la zona (A), donde la cantidad de deformacióntces inferior a 0,05.
  9. 9. Una pieza endurecida por presión según la reivindicación 8, donde la diferencia de dureza entre la dicha al menos zona (B) y la dicha al menos una zona deformada en caliente (A) es más de 20 HV.
  10. 10. Una pieza endurecida por presión según cualquiera de las reivindicaciones 8 y 9, donde el ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en dicha al menos una zona deformada en caliente (A) se reduce en más del 50 % en comparación con el ancho del listón de la estructura martensítica-bainítica en dicha al menos una zona (B).
  11. 11. Una pieza endurecida por presión según cualquiera de las reivindicaciones 8 a 10, donde el ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en dicha al menos una zona deformada en caliente (A) es inferior a 1 |jm.
  12. 12. Una pieza endurecida por presión según cualquiera de las reivindicaciones 8 a 11, donde el ancho medio del listón de la estructura martensítica-bainítica en dicha al menos una zona (B) está comprendido entre 1 y 2,5 jm.
  13. 13. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 12, donde dicha pieza está recubierta con un recubrimiento metálico.
  14. 14. Una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 13, donde dicho recubrimiento metálico es una aleación a base de cinc o una aleación de cinc.
  15. 15. Una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 13, donde dicho recubrimiento metálico es una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio.
  16. 16. Una pieza endurecida por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 15, donde el límite elástico está comprendido entre 700 y 950 MPa, la tensión de tracción TS está comprendida entre 950 y 1200 MPa, y el ángulo de flexión es superior a 75°.
  17. 17. Una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 16, donde dicha pieza de acero endurecido por presión tiene un espesor variable.
  18. 18. Una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 17, donde dicho espesor variable se produce mediante un procedimiento de laminación flexible continuo.
  19. 19. Una pieza de acero soldada con láser endurecida por presión, donde al menos una primera pieza de acero de la soldadura es una pieza según la reivindicación 15, soldada con al menos una segunda pieza de acero, cuya composición contiene del 0,065 al 0,38 % de carbono en peso, y donde el metal de soldadura entre al menos una primera pieza de acero y dicha al menos una segunda pieza de acero tiene un contenido de aluminio inferior al 0,3 % en peso, y donde la al menos una primera pieza de acero, la al menos una segunda pieza de acero y dicho metal de soldadura, se endurecen por presión en la misma operación.
  20. 20. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión, que comprende las siguientes y sucesivas etapas: - proporcionar un semiproducto de acero con una composición según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, a continuación - laminar en caliente dicho semiproducto para obtener una lámina de acero laminada en caliente, a continuación - enrollar dicha lámina de acero laminada en caliente a una temperatura de enrollamiento Tc comprendida entre 550 °C y Ms, Ms siendo la temperatura de inicio de transformación martensítica de dicha lámina de acero, para obtener una lámina de acero enrollada con un espesor comprendido entre 1,5 y 4 mm, a continuación - opcionalmente laminar en frío dicha lámina de acero enrollada para lograr un espesor de la lámina de acero comprendido entre 0,8 y 2,5 mm, a continuación - recocer la lámina de acero a una temperatura de recocido Ta para obtener menos del 10 % de la fracción de área no cristalizada, para obtener una lámina de acero recocido, a continuación - cortar dicha lámina de acero recocido a una forma predeterminada para obtener una pieza bruta, a continuación - calentar dicha pieza en bruto y mantener dicha pieza en bruto a una temperatura Tm comprendida entre 890 y 950 °C, la duración de mantenimiento Dm a dicha temperatura estando comprendida entre 1 y 10 minutos, para obtener una pieza en bruto calentada, a continuación - transferir dicha pieza en bruto calentada dentro de una prensa de conformación, la duración de transferencia Dt siendo inferior a 10 s, a continuación - conformar en caliente dicha pieza en bruto calentada en dicha prensa de conformación para obtener una pieza conformada, a continuación - enfriar dicha pieza conformada a una velocidad de enfriamiento CR1 comprendida entre 40 y 360 °C/s en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C, y a una velocidad de enfriamiento CR2 entre 15 y 150 °C/s en un intervalo de temperatura comprendido en 450 °C y 250 °C, donde CR2 <CR1.
  21. 21. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 20, donde dicha lámina laminada en frío se lamina en frío con una relación de laminación comprendida entre el 50 y el 80 %.
  22. 22. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 o 21, donde dicha temperatura de recocido Ta está comprendida entre 800 y 850 °C.
  23. 23. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 22, donde dicha temperatura de recocido Ta está comprendida entre 800 y 835 °C.
  24. 24. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 23, donde dicha pieza bruta se conforma en frío antes de calentar dicha pieza bruta a dicha temperatura Tm.
  25. 25. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 24, donde dicha conformación en caliente se realiza con una cantidad de deformacióntcsuperior a 0,15 en al menos una zona deformada en caliente de la pieza.
  26. 26. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 25, donde dicha lámina de acero recocido se recubre previamente con un prerrecubrimiento metálico, antes de cortar dicha pieza bruta de acero recocido a una forma predeterminada.
  27. 27. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 26, donde dicho prerrecubrimiento metálico es cinc, o aleación a base de cinc, o aleación de cinc.
  28. 28. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 26, donde dicho prerrecubrimiento metálico es aluminio, o aleación a base de aluminio, o aleación de aluminio.
  29. 29. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 26, donde dicha lámina prerrecubierta se recubre previamente con al menos una capa intermetálica que contiene Al y hierro, y opcionalmente silicio, y donde dicho prerrecubrimiento no contiene ni Al libre, ni faseT5del tipo Fe3Si2Al12, ni fase T6 del tipo Fe2Si2Alg.
  30. 30. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión según la reivindicación 26, donde dicho prerrecubrimiento metálico comprende una capa de aluminio o una aleación a base de aluminio o una aleación de aluminio, rematada por una capa de cinc o una aleación a base de cinc o una aleación de cinc.
  31. 31. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero soldada con láser endurecida por presión, que comprende las siguientes sucesivas etapas de: - proporcionar al menos una primera lámina de acero con una composición según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, recubierta previamente con un prerrecubrimiento metálico de aluminio, o aleación a base de aluminio, o aleación de aluminio, la primera lámina de acero teniendo un espesor comprendido entre 0,8 y 4 mm, a continuación - proporcionar al menos una segunda lámina de acero con una composición que contenga, del 0,065 al 0,38 % en peso de carbono, recubierta previamente con un prerrecubrimiento metálico de aluminio, o aleación a base de aluminio, o aleación de aluminio, a continuación - retirar una parte del espesor del prerrecubrimiento de aluminio en los lados superior e inferior a lo largo de un lado de la periferia de la al menos una primera lámina de acero y la al menos una segunda lámina de acero, a continuación - crear una pieza bruta soldada por soldadura láser la al menos una primera lámina de acero y la al menos una segunda lámina de acero, de modo que el contenido de aluminio en el metal de soldadura sea inferior al 0,3 % en peso, realizándose la soldadura láser a lo largo de la periferia donde una parte del prerrecubrimiento de aluminio ha sido retirada, - calentar dicha pieza bruta soldada y mantener dicha pieza bruta soldada a una temperatura Tm comprendida entre 890 y 950 °C, la duración de mantenimiento Dm a dicha temperatura estando comprendida entre 1 y 10 minutos, para obtener una pieza bruta soldada calentada, a continuación - transferir dicha pieza bruta soldada calentada dentro de una prensa de conformado, la duración de transferencia Dt siendo inferior a 10 s, a continuación - conformar en caliente la pieza bruta soldada calentada en la prensa de conformado para obtener una pieza conformada soldada, - enfriar dicha pieza conformada soldada a una velocidad de enfriamiento CR1 comprendida entre 40 y 360 °C/s en un intervalo de temperatura entre 750 y 450 °C, y a una velocidad de enfriamiento CR2 entre 15 y 150 °C/s en un intervalo de temperatura comprendido en 450 °C y 250 °C, donde CR2 <CR1.
  32. 32. Un procedimiento de fabricación de una pieza de acero endurecido por presión o una pieza de acero soldada con láser endurecida por presión según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 31, donde dicha duración de mantenimiento Dm está comprendida entre 1 y 6 minutos
  33. 33. Uso de una pieza según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 19, o fabricada según cualquiera de las reivindicaciones 20 a 32, para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos.
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Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017017485A1 (en) * 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal A method for the manufacture of a phosphatable part starting from a steel sheet coated with a metallic coating based on aluminium
WO2017098302A1 (en) * 2015-12-09 2017-06-15 Arcelormittal Vehicle underbody structure comprising a reinforcement element between a longitudinal beam and a lowerside sill part
WO2018220412A1 (fr) 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
DE102017210201A1 (de) * 2017-06-19 2018-12-20 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines mit einem metallischen, vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Stahlbauteils
CN110945148B (zh) * 2017-07-25 2023-01-24 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 用于制备热成形零件的钢带材、片材或坯料，零件，和用于将坯料热成形为零件的方法
KR20200035259A (ko) 2017-07-25 2020-04-02 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 열간 성형 부품을 제조하는 강 스트립, 시트 또는 블랭크, 부품, 및 블랭크를 부품으로 열간 성형하는 방법.
WO2019090109A1 (en) 2017-11-02 2019-05-09 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties
WO2019092483A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102020412B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101999015B1 (ko) 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
US11168379B2 (en) 2018-02-12 2021-11-09 Ford Motor Company Pre-conditioned AlSiFe coating of boron steel used in hot stamping
WO2019166852A1 (en) * 2018-02-27 2019-09-06 Arcelormittal Method for producing a press-hardened laser welded steel part and press-hardened laser welded steel part
TWI651418B (zh) * 2018-03-30 2019-02-21 日商新日鐵住金股份有限公司 合金化熔融鍍鋅鋼板
JP7056738B2 (ja) 2018-06-22 2022-04-19 日本製鉄株式会社 鋼板、テーラードブランクの製造方法、および鋼管の製造方法
CN111332367B (zh) * 2018-12-18 2023-02-03 通用汽车环球科技运作有限责任公司 加压硬化焊接钢合金部件
HUE063767T2 (hu) * 2018-12-18 2024-01-28 Arcelormittal Alakítással keményített, bevonattal ellátott acél alkatrész
WO2020136402A1 (en) 2018-12-24 2020-07-02 Arcelormittal Method for producing a welded steel blank and associated welded steel blank
WO2020208399A1 (en) * 2019-04-09 2020-10-15 Arcelormittal Assembly of an aluminium component and of a press hardened steel part having an alloyed coating comprising silicon, iron, zinc, optionally magnesium, the balance being aluminum
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
DE102019215053A1 (de) * 2019-09-30 2021-04-01 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines zumindest teilweise vergüteten Stahlblechbauteils und zumindest teilweise vergütetes Stahlblechbauteil
CN111041162B (zh) * 2019-11-25 2021-10-15 苏州普热斯勒先进成型技术有限公司 一种用于提高产品最大弯曲角度的方法
CN113025877A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢
CN113025876A (zh) 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢组件
CN114981461B (zh) * 2020-01-16 2024-03-01 日本制铁株式会社 热冲压成形体
MX2022008472A (es) * 2020-01-16 2022-08-02 Nippon Steel Corp Carroceria estampada en caliente.
KR102273869B1 (ko) * 2020-06-02 2021-07-06 현대제철 주식회사 알루미늄계 도금 블랭크, 이의 제조방법 및 알루미늄계 도금 블랭크 제조장치
JP2023539781A (ja) * 2020-09-07 2023-09-19 アルセロールミタル 鋼の鍛造された部品及びその製造方法
KR102393785B1 (ko) * 2020-09-16 2022-05-03 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템
WO2022129995A1 (en) * 2020-12-16 2022-06-23 Arcelormittal Coated steel sheet and high strength press hardened steel part and method of manufacturing the same
WO2022129994A1 (en) * 2020-12-16 2022-06-23 Arcelormittal Coated steel sheet and high strength press hardened steel part and method of manufacturing the same
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
KR20230049712A (ko) * 2021-02-15 2023-04-13 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
CN115261742B (zh) 2021-04-30 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度1000MPa热冲压部件及其制造方法
KR102440343B1 (ko) * 2021-06-30 2022-09-05 현대제철 주식회사 알루미늄계 도금 블랭크 및 이의 제조방법
WO2023020931A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
WO2023020932A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
CN115961212A (zh) * 2021-10-12 2023-04-14 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有拼接的机械与腐蚀性质的组件
CN115612924B (zh) * 2022-09-19 2023-09-12 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种铅铋堆用铁素体/马氏体耐热钢及其制备方法
CN115652218B (zh) * 2022-11-17 2023-06-06 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种低碳的高韧性热冲压成形构件及钢板

Family Cites Families (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE435527B (sv) 1973-11-06 1984-10-01 Plannja Ab Forfarande for framstellning av en detalj av herdat stal
JPS63213619A (ja) 1987-02-27 1988-09-06 Nisshin Steel Co Ltd 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法
JP3305952B2 (ja) 1996-06-28 2002-07-24 トヨタ自動車株式会社 センターピラーリーンフォースの高周波焼入れ強化方法
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
US6586117B2 (en) 2001-10-19 2003-07-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel sheet having excellent workability and shape accuracy and a method for its manufacture
JP2004025247A (ja) * 2002-06-26 2004-01-29 Jfe Steel Kk 高強度化部品の製造方法
JP4443910B2 (ja) 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
JP4470701B2 (ja) * 2004-01-29 2010-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US7442268B2 (en) 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP4427462B2 (ja) 2005-01-21 2010-03-10 新日本製鐵株式会社 車両用鋼部材及びその製造方法
CN100447280C (zh) * 2005-10-10 2008-12-31 燕山大学 冲压级低碳钢热轧薄板及其制造方法
ATE477348T1 (de) 2006-06-07 2010-08-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verwendung eines aus einem mangan-bor-stahl hergestellten flachproduktes und verfahren zu dessen herstellung
ATE453733T1 (de) 2006-07-19 2010-01-15 Benteler Stahl Rohr Gmbh Werkstück aus einer hochfesten stahllegierung und dessen verwendung
WO2008110670A1 (fr) 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
EP2009127A1 (en) 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Process for manufacturing a galvanized or a galvannealed steel sheet by DFF regulation
EP2009129A1 (en) 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Process for manufacturing a galvannealed steel sheet by DFF regulation
EP2009128A1 (en) 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Galvanized or galvannealed silicon steel
KR101010971B1 (ko) 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
CN101250618A (zh) 2008-04-03 2008-08-27 上海交通大学 Fe-32%Ni合金的晶粒超细化方法
EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
CN101280352B (zh) 2008-05-21 2010-06-09 钢铁研究总院 热成型马氏体钢零件制备方法
JP4837712B2 (ja) 2008-09-18 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 ホットプレス成型方法、成型品および自動車用部品
JP2010174275A (ja) 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp 熱間打ち抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板及びダイクエンチ工法による部材の製造方法
JP4623233B2 (ja) 2009-02-02 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2613410T3 (es) 2009-05-27 2017-05-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero de alta resistencia, lámina de acero bañado en caliente, y lámina de acero bañado en caliente de aleación que tienen excelentes características de fatiga, alargamiento y colisión, y método de fabricación para dichas láminas de acero
CN101660097B (zh) 2009-08-13 2011-05-04 丁家伟 高硼高铬低碳耐磨合金钢及其制备方法
CN102021482B (zh) * 2009-09-18 2013-06-19 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
WO2011108764A1 (ja) 2010-03-05 2011-09-09 新日本製鐵株式会社 靭性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管とその製造方法
EP2682199B1 (en) 2011-03-03 2018-07-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for bending sheet metal and product of sheet metal
MX356131B (es) 2011-05-13 2018-05-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Artículo moldeado por estampado en caliente, método para producir artículo moldeado por estampado en caliente, miembro absorbedor de energía, y método para producir miembro absorbedor de energía.
WO2013014481A1 (fr) 2011-07-26 2013-01-31 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Pièce d'acier soudée préalablement mise en forme à chaud à très haute résistance mécanique et procédé de fabrication
KR101344537B1 (ko) * 2011-10-28 2013-12-26 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101353634B1 (ko) 2011-11-18 2014-01-21 주식회사 포스코 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법
ES2671886T3 (es) 2012-01-13 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en frío y método para producir la misma
KR20150023726A (ko) 2012-06-28 2015-03-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉간 가공성, 피삭성 및 퀀칭성이 우수한 고탄소 강관 및 그 제조 방법
CA2880946C (en) 2012-08-15 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
KR101461715B1 (ko) 2012-09-05 2014-11-14 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
WO2014037627A1 (fr) * 2012-09-06 2014-03-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces
KR101449134B1 (ko) * 2012-10-15 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101318060B1 (ko) 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
DE102013009232A1 (de) 2013-05-28 2014-12-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Warmumformen eines Vorproduktes aus Stahl
DE102013108046A1 (de) 2013-07-26 2015-01-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren und Vorrichtung zum partiellen Härten von Halbzeugen
WO2015041159A1 (ja) 2013-09-18 2015-03-26 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体及びその製造方法
TWI544091B (zh) 2013-11-29 2016-08-01 新日鐵住金股份有限公司 熱成形鋼板構件及其製造方法以及熱成形用鋼板
US10174852B2 (en) 2014-09-09 2019-01-08 Halliburton Energy Services, Inc. Hybrid check valve

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