ES2992076T3 - Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma - Google Patents

Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma Download PDF

Info

Publication number
ES2992076T3
ES2992076T3 ES19716573T ES19716573T ES2992076T3 ES 2992076 T3 ES2992076 T3 ES 2992076T3 ES 19716573 T ES19716573 T ES 19716573T ES 19716573 T ES19716573 T ES 19716573T ES 2992076 T3 ES2992076 T3 ES 2992076T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
steel
forged
temperature range
mechanical
bainite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES19716573T
Other languages
English (en)
Inventor
Victor Bordereau
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal SA
Original Assignee
ArcelorMittal SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Application granted granted Critical
Publication of ES2992076T3 publication Critical patent/ES2992076T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

Un acero para forjar piezas mecánicas que comprende los siguientes elementos, expresados en porcentaje en peso: 0,15% <=C<= 0,22%; 1,6% <=Mn<= 2,2%; 0,6% <=Si<= 1%; 1% <=Cr<= 1,5%; 0,01%<=Ni<= 1%; 0% <=S<= 0,06%; 0% <=P<= 0,02%; 0% <=N<= 0,013%; y que tiene los elementos opcionales 0% <=Al<= 0,06%; 0,03% <=Mo<= 0,1%; 0% <=Cu<= 0,5%; 0,01% <=Nb<= 0,15%; 0,01% <=Ti<= 0,03%; 0% <=V<= 0,08%; 0,0015% <=B<= 0,004%; la composición restante está compuesta de hierro e impurezas inevitables causadas por el procesamiento, la microestructura de dicho acero tiene una microestructura por porcentaje de área que comprende la presencia acumulada de austenita residual e isla de martensita-austenita entre 1 % y 20 %, la microestructura restante es bainita con al menos 80 %, en donde la fracción de límites de grano de bainita con un ángulo de desorientación de 59,5° es al menos 7 % y con una presencia opcional de martensita entre 0 % y 10 %. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma
[0001] La presente invención se refiere a un acero bainítico adecuado para la forja de piezas mecánicas de acero para automóviles.
[0002] Las piezas de automóviles deben satisfacer dos necesidades incompatibles, a saber, facilidad de conformado y resistencia, pero en los últimos años también se ha impuesto a los automóviles un tercer requisito de mejora en el consumo de combustible en vista de las preocupaciones medioambientales globales. Por lo tanto, ahora las piezas de automóviles deben estar fabricadas de un material que tenga una alta capacidad de conformado para que se ajusten a los criterios de facilidad de ajuste en el complejo conjunto del automóvil y, al mismo tiempo, deben mejorar la resistencia en el comportamiento contra impactos y la durabilidad del motor del vehículo, al tiempo que se reduce el peso del vehículo para mejorar la eficiencia del combustible.
[0003] Por lo tanto, se realizan intensos esfuerzos de investigación y desarrollo para reducir la cantidad de material utilizado en los automóviles aumentando la resistencia del material. Por el contrario, un aumento en la resistencia del acero disminuye la conformabilidad y, por lo tanto, se hace necesario el desarrollo de materiales que tengan una alta resistencia, una alta tenacidad al impacto y alta conformabilidad.
[0004] Investigaciones y desarrollos anteriores en el campo de la alta resistencia y la alta tenacidad al impacto han dado como resultado varios procedimientos para producir acero de alta resistencia y alta tenacidad al impacto, algunos de los cuales se enumeran en este documento para una apreciación concluyente de la presente invención:
US 2013/0037182 reivindica un acero bainítico para la fabricación de piezas mecánicas con la siguiente composición química en porcentajes en peso: 0,05% < C < 0,25%, 1,2% < Mn < 2%, 1% < Cr < 2,5%, 0 < Si <1,55, 0 < Ni <1%, 0 < Mo < 0,5%, 0 < Cu < 1%, 0 < V < 0,3%, 0 < Al < 0,1%, 0 < B < 0,005%, 0 < Ti < 0,03%, 0 < Nb < 0,06%, 0 < S < 0,1%, 0 < Ca < 0,006%, 0 < Te < 0,03%, 0 < Se < 0,05%, 0 < Bi < 0,05%, 0 < Pb < 0,1%, siendo el resto de la pieza de acero hierro e impurezas resultantes del procesamiento. El acero de US2013/0037182 no es capaz de alcanzar el límite de fluencia de 800 MPa o más, además el acero no posee el valor de tenacidad al impacto de 70 J.cm-2 a 20 °C (KCU). WO2016/063224 reivindica un acero que comprende una composición química en porcentajes de peso: 0,1 < C < 0,25 %, 1,2 < Mn < 2,5 %, 0,5 < Si < 1,7 %, 0,8 < Cr < 1,4 %, 0,05 < Mn < 0,1 %, 0,05 < Nb < 0,10, 0,01 < Ti < 0,03 %, 0 < Ni < 0,4 %, 0 < V < 0,1 %, 0 < S < 0,03 %, 0 < P < 0,02 %, 0 < B < 30 ppm, 0 < O < 15 ppm y los elementos residuales menos del 0,4 %. Pero en términos de propiedades mecánicas, la resistencia a la tracción es inferior a 1200 MPa, el límite de fluencia nunca supera los 800 MPa y la tenacidad al impacto es de alrededor de 20 J en CVN.
US2018/0057909 proporciona una pieza que tiene una composición que incluye, con los contenidos expresados en porcentaje en peso, 0,10 g C g 0,30, 1,6 g Mn g 2,1, 0,5 g Cr g 1,7, 0,5 g Si g 1,0, 0,065 g Nb g 0,15, 0,0010 g B g 0,0050, 0,0010 g N g 0,0130, 0 g Al g 0,060, 0 g Mo g 1,00, 0 g Ni g 1,0, 0,01 g Ti g 0,07, 0 g V g 0,3, 0 g P g 0,050, 0,01 g S g 0,1, 0 g Cu g 0,5, 0 g Sn g 0,1. El resto de la composición incluye hierro e impurezas inevitables resultantes del procedimiento de producción. La microestructura incluye, en proporciones superficiales, de 100 % a 70 % de bainita, menos de 30 % de austenita residual y menos de 5 % de ferrita. También se proporciona un procedimiento de fabricación.
[0005] Por tanto, a la luz de las publicaciones mencionadas anteriormente, el objetivo de la invención es proporcionar un acero bainítico para forja en caliente de piezas mecánicas que permita obtener resistencias a la tracción superiores a 1100 MPa y tenacidad al impacto de 70 J.cm2 a 20°C en DVM.
[0006] Por tanto, el objetivo de la presente invención es resolver estos problemas poniendo a disposición un acero bainítico apto para forja en caliente que presente simultáneamente:
- una resistencia máxima a la tracción mayor o igual a 1100 MPa y preferiblemente superior a 1150 MPa,
- una tenacidad al impacto mayor o igual a 70 J.cm2 a 20°C.
- un límite de fluencia mayor o igual a 800 MPa y preferiblemente superior a 850 MPa.
[0007] En una realización preferida, las láminas de acero según la invención también pueden presentar una relación de límite de fluencia con respecto a resistencia a la tracción de 0,72 o más.
[0008] Preferiblemente, dicho acero es adecuado para fabricar piezas de acero forjado que tienen una sección transversal entre 30 mm y 100 mm, tales como cigüeñal, brazo pitman y rótulas de dirección, sin un gradiente de dureza notable entre la piel y el corazón de la pieza forjada.
[0009] La presente invención se define en las reivindicaciones adjuntas.
[0010] El carbono está presente en el acero de la presente invención en una proporción de 0,15% a 0,22%. El carbono imparte resistencia al acero mediante el fortalecimiento con solución sólida y el carbono es gammagénico, por lo que retrasa la formación de ferrita. El carbono es el elemento que tiene un impacto en la temperatura de inicio de la transformación bainítica (Bs) y la temperatura de inicio de la transformación martensítica (Ms). La bainita transformada a baja temperatura exhibe una mejor combinación de resistencia/ductilidad que la bainita transformada a alta temperatura.
[0011] Se requiere un mínimo de 0,15% de carbono para alcanzar una resistencia a la tracción de 1100 MPa, pero si el carbono está presente en una cantidad superior al 0,22%, el carbono deteriora la ductilidad, así como la maquinabilidad y soldabilidad del producto final. El contenido de carbono se encuentra ventajosamente en el intervalo de 0,15% a 0,20% para obtener simultáneamente una alta resistencia y una alta ductilidad.
[0012] El manganeso se añade al acero actual entre un 1,6% y un 2,2%. El manganeso proporciona templabilidad al acero. Permite disminuir la velocidad crítica de enfriamiento para la que se puede obtener una transformación bainítica o martensítica en enfriamiento continuo sin ninguna transformación previa. Facilita la transformación de la bainita a baja temperatura. Un contenido mínimo del 1,6% en peso es necesario para obtener la microestructura de bainita deseada y también estabiliza la austenita. Pero por encima del 2,2%, el manganeso tiene un efecto negativo sobre el acero de la presente invención, ya que la austenita retenida después de la transformación bainítica es más gruesa y es más probable que se transforme en constituyentes de martensita o MA durante la tercera etapa del enfriamiento y estas fases son perjudiciales para las propiedades solicitadas. Además, el manganeso forma sulfuros, tales como MnS. Estos sulfuros pueden aumentar la maquinabilidad si la forma y la distribución están bien controladas. De lo contrario, podrían tener un efecto muy perjudicial sobre la tenacidad al impacto.
[0013] El silicio está presente en el acero de la presente invención entre un 0,6% y un 1%. El silicio confiere resistencia al acero de la presente invención a través del fortalecimiento con solución sólida. El silicio reduce la formación de nucleación de cementita, ya que el silicio impide la precipitación y el crecimiento controlado por difusión de carburos al formar una capa enriquecida con Si alrededor de los núcleos de precipitado. Por lo tanto, la austenita se enriquece en carbono, lo que reduce la fuerza impulsora durante la transformación bainítica. Como consecuencia, la adición de Si ralentiza la cinética general de la transformación bainítica, lo que conduce a un aumento del contenido de austenita residual. Las adiciones de silicio pueden conducir a la aparición de bainita sin cementita que exhibe generalmente una combinación más alta de resistencia y ductilidad que la bainita superior e inferior clásica transformada en un mismo intervalo de temperaturas. Además, el silicio también actúa como desoxidante. Se requiere un mínimo de 0,6% de silicio para conferir resistencia al acero de la presente invención y para proporcionar bainita sin cementita bajo enfriamiento continuo. Una cantidad superior al 1% aumenta la actividad del carbono en la austenita promoviendo su transformación en ferrita proeutectoide, lo cual puede deteriorar la resistencia, pero también limita demasiado la extensión de la transformación de bainita, dando como resultado demasiada austenita retenida al final de la transformación bainítica y, por lo tanto, demasiados constituyentes de martensita y MA al final del enfriamiento.
[0014] El cromo está presente entre el 1% y el 1,5% en el acero de la presente invención. El cromo es un elemento indispensable para producir una bainita y también para promover la estabilización de la austenita. La adición de cromo promueve una microestructura de bainita homogénea y más fina durante el intervalo de temperaturas entre Bs 30 °C y Bs 50 °C. Se requiere un contenido mínimo de 1% de cromo para producir la microestructura bainítica deseada, pero la presencia de un contenido de cromo de 1,5% o más promueve la formación de martensita a partir de austenita retenida durante el intervalo de temperaturas Ms y Ms 60 °C. Otra razón para mantener el nivel de cromo por debajo del 1,5% es que por encima del 1,5% de cromo se produce segregación.
[0015] El níquel está contenido entre el 0,01% y el 1%. Se añade para contribuir a la templabilidad y la tenacidad del acero. El níquel también ayuda a reducir la temperatura inicial de la bainita. Sin embargo, su contenido está limitado al 1%, debido a la viabilidad económica.
[0016] El azufre está contenido entre el 0 % y el 0,06 %. El azufre forma precipitados de MnS que mejoran la maquinabilidad y ayudan a obtener una maquinabilidad suficiente. Durante los procesos de conformación de metales, tales como el laminado y el forjado, las inclusiones deformables de sulfuro de manganeso (MnS) se alargan. Dichas inclusiones alargadas de MnS pueden tener efectos adversos considerables sobre las propiedades mecánicas, tales como la resistencia a la tracción y la tenacidad al impacto, si las inclusiones no están alineadas con la dirección de carga. Por lo tanto, el contenido de azufre está limitado al 0,06 %. Un intervalo preferible del contenido de azufre es del 0,03 % al 0,04 %.
[0017] El fósforo es un constituyente opcional del acero de la presente invención y se encuentra entre el 0% y el 0,02%. El fósforo reduce la soldabilidad por puntos y la ductilidad en caliente, en particular debido a su tendencia a segregarse en los límites de grano o a cosegregarse con manganeso. Por estas razones, su contenido se limita al 0,02% y preferiblemente es inferior al 0,015%.
[0018] El nitrógeno se encuentra en una cantidad entre el 0% y el 0,013% en el acero de la presente invención. El nitrógeno forma nitruros con Al, Nb y Ti, que evitan que la estructura de austenita del acero se engrose durante el forjado en caliente y mejoran su tenacidad. Se logra un uso eficiente de TiN para fijar los límites de grano de austenita cuando el contenido de Ti se encuentra entre 0,01% y 0,03% junto con una relación Ti/N < 3,42. El uso de un contenido de nitrógeno por encima de lo estequiométrico conduce a un aumento en el tamaño de estas partículas, lo que no solo es menos eficiente para fijar los límites de grano de austenita sino que también aumenta la probabilidad de que las partículas de TiN actúen como sitios de iniciación de fracturas.
[0019] El aluminio es un elemento opcional para el acero de la presente invención. El aluminio es un fuerte desoxidante y también forma precipitados dispersos en el acero como nitruros que impiden el crecimiento del grano de austenita. Pero el efecto desoxidante se satura para un contenido de aluminio superior al 0,06 %. Un contenido superior al 0,06 % puede dar lugar a la aparición de óxidos ricos en aluminio gruesos que deterioran las propiedades de tracción y, especialmente, la tenacidad al impacto.
[0020] El molibdeno puede estar presente entre 0,03% y 0,1% en la presente invención.
[0021] El molibdeno forma precipitados de Mo2C que aumentan el límite de fluencia del acero de la presente invención. El molibdeno también tiene un efecto obvio sobre la templabilidad del acero. El molibdeno soluto impide sustancialmente el crecimiento de las tiras de bainita, haciendo que las tiras de bainita sean más finas. Tal efecto solo es viable con un mínimo del 0,03 % de molibdeno. La adición excesiva de molibdeno aumenta el coste de aleación y se mejorará la formación de constituyentes de MA a partir de la austenita retenida. Además, puede aparecer un problema de segregación si el contenido de Mo es demasiado alto. Por lo tanto, el molibdeno se limita a 0,1% para la presente invención.
[0022] El cobre es un elemento residual que proviene del proceso de fabricación de acero en hornos de arco eléctrico y debe mantenerse en un nivel bajo de hasta el 0 %, pero siempre debe mantenerse por debajo del 0,5 %. Por encima de este valor, la trabajabilidad en caliente disminuye significativamente.
[0023] El niobio puede estar presente en el acero de la presente invención entre 0,01 % y 0,15 %.
[0024] El niobio se añade para aumentar la templabilidad del acero al retrasar la transformación fuertemente difusiva cuando está en solución sólida. El niobio también se puede utilizar en sinergia con el boro, evitando que el boro precipite en borocarburos a lo largo de los límites de grano, gracias a la precipitación preferencial de los carbonitruros de niobio. Además, se sabe que el niobio ralentiza la recristalización y la cinética de crecimiento del grano de austenita tanto en solución sólida como en precipitados. El efecto combinado sobre el tamaño del grano de austenita y la templabilidad ayuda a refinar la microestructura final de la bainita, aumentando así la resistencia y la tenacidad de las piezas fabricadas según la presente invención. No se puede añadir en un contenido superior al 0,15 % en peso para evitar el engrosamiento de los precipitados de niobio que pueden actuar como núcleos para el daño dúctil y para la transformación a ferrita.
[0025] El titanio puede estar presente entre el 0,01% y el 0,03%. El titanio evita que el boro forme nitruros. El titanio precipita como nitruros o carbonitruros en el acero que pueden fijar eficazmente los límites de los granos de austenita y limitar así el crecimiento de los granos de austenita a alta temperatura. Como el tamaño del paquete bainítico está estrechamente vinculado al tamaño de grano de austenita, la adición de titanio es eficaz para mejorar la tenacidad. Tal efecto no se obtiene con un contenido de titanio de menos del 0,01 % y para un contenido de más del 0,03 % el efecto tiende a saturar, mientras que solo aumenta el coste de la aleación. Además, la aparición de nitruros de titanio gruesos formados durante la solidificación es perjudicial para la tenacidad al impacto y las propiedades de fatiga.
[0026] El vanadio es un elemento opcional y está presente entre el 0% y 0,08%. El vanadio es eficaz para mejorar la resistencia del acero mediante la formación de carburos o carbonitruros y el límite superior es 0,08% debido a razones económicas.
[0027] El boro varía opcionalmente de 0,0015 a 0,004%. El boro se añade habitualmente en cantidades muy pequeñas, ya que sólo unas pocas ppm pueden provocar cambios estructurales significativos. Con este nivel de adición, el boro no tiene ningún efecto de manera global debido a la proporción muy baja de átomos de boro por átomo de hierro (generalmente <0,00005) y, por tanto, no conduce a un endurecimiento por solución sólida ni fortalecimiento por precipitación. De hecho, el boro se segrega fuertemente en los límites de grano de austenita donde, para un tamaño de grano grande, los átomos de boro pueden ser tan numerosos como los átomos de hierro. Esta segregación conduce al retraso de la formación de ferrita y perlita que promueve microestructuras bainíticas o martensíticas durante el enfriamiento y, por tanto, aumenta la resistencia de dichos aceros después de la descomposición de la austenita a velocidades de enfriamiento moderadas. Para permitir y exhibir este efecto, se recomienda añadir B en una cantidad de 0,0015% o más. Si no se protege bien mediante la adición de Nb y/o Mo, puede producirse la precipitación de borocarburos M23(B,C)6 a temperaturas < 950 °C en los límites de grano de austenita. Algunos autores consideran que los M23(B,C)6 gruesos son precursores de la ferrita, ya que promueven la nucleación de ferrita en sus interfases incoherentes cuando son suficientemente grandes. El efecto del boro no combinado es obviamente más fuerte que el del boro atrapado en los carburos. Por lo tanto, es necesario mantenerlo no combinado para obtener microestructuras bainíticas o martensíticas para velocidades de enfriamiento moderadas. La mejor templabilidad se obtiene cuando el contenido de boro varía entre 15 y 30 ppm para aceros con bajo contenido de carbono de hasta 0,2 %. Un mayor contenido de boro deteriora rápidamente la tenacidad a baja temperatura de dichos aceros, por lo que se establece un límite superior del mismo en 0,004 %.
[0028] Otros elementos, tales como el Estaño, el Cerio, el Magnesio o el Circonio, pueden añadirse individualmente o en combinación en las siguientes proporciones en peso: Estaño ^ 0,1%, Cerio ^ 0,1%, Magnesio ^ 0,010% y Circonio ^ 0,010%. Hasta los contenidos máximos indicados, estos elementos permiten refinar el grano durante la solidificación.
El resto de la composición del Acero consiste en hierro e impurezas inevitables resultantes del procesado.
[0029] La microestructura de la lámina de acero comprende:
constituyentes de austenita residual e islas de martensita-austenita presentes acumulativamente en una cantidad entre el 1% y el 20% y son constituyentes esenciales de la presente invención. Preferentemente, la cantidad de constituyentes de austenita residual y MA es ventajosa entre el 5 % y el 20 %. La austenita residual imparte ductilidad y las islas de martensita-austenita proporcionan la resistencia al acero de la presente invención. La austenita residual y las islas de martensita-austenita se forman durante las etapas de enfriamiento dos y tres a partir de austenita anterior que permaneció sin transformar durante la etapa dos de enfriamiento.
[0030] La bainita constituye el 80% o más de la microestructura por fracción de área para el acero de la presente invención y es ventajoso tener bainita en más del 85%. En la presente invención, el microconstituyente bainita tiene un 7% o más de límites de grano de bainita desorientados en un ángulo de desorientación de 59,5° y preferiblemente más del 9%. Estos granos bainíticos desorientados imparten al acero de la presente invención tenacidad al impacto. La bainita de la presente invención se forma durante la etapa dos de enfriamiento, especialmente entre 470 °C y Ms, ya que la bainita formada en el intervalo superior de bainita que está por encima de 470 °C es bainita gruesa que no puede tener granos de bainita desorientados más del 7% debido a su tamaño grueso, por lo tanto, para evitar la formación de bainita gruesa, se prefieren velocidades de enfriamiento más altas para el enfriamiento entre T1 y T2, especialmente entre T1 y 470 °C. Esto se muestra en la Figura 1, en la que se muestra la microestructura del ensayo I1 que es de acuerdo con la invención y la Figura 2 muestra la microestructura del ensayo R1 que no es de acuerdo con la invención. La Figura 2 contiene bainita en una proporción de área inferior al 80 % y también contiene bainita gruesa, designada con el número 10 en la Figura 2, en comparación con la bainita de la Figura 1, en la que la bainita según la presente invención se muestra con el número 20. Además, la Figura 3 muestra una comparación entre la presencia de límites de grano de bainita desorientados en un ángulo de desorientación de 59,5° del acero de la invención y del acero de referencia. La curva designada con el número 1 en la Figura 3 es del ensayo I1 que contiene límites de grano de bainita desorientados en un ángulo de desorientación de 59,5° al 9,6%, mientras que la curva designada por el número 2 en la Figura 3 se trata del ensayo R1 que contiene límites de grano de bainita desorientados en un ángulo de desorientación de 59,5° al 4%.
[0031] El acero de la invención contiene martensita desde trazas hasta un máximo del 10%. La martensita no pretende ser parte de la invención, sino que se forma como una microestructura residual debido al procesamiento del acero. El contenido de martensita debe mantenerse lo más bajo posible y no debe superar el 10%. Hasta un porcentaje constituyente del 10% de martensita confiere resistencia al acero de la presente invención, pero cuando la presencia de martensita supera el 10%, disminuye la maquinabilidad de la pieza de acero.
[0032] Además de la microestructura mencionada anteriormente, la microestructura de la pieza mecánica forjada está libre de componentes microestructurales, tales como perlita y cementita.
[0033] Una pieza mecánica según la invención se puede fabricar mediante cualquier proceso de forjado en caliente adecuado, por ejemplo, forjado en estampación, forjado en prensa, forjado en recalcado y forjado en laminación, de acuerdo con los parámetros de proceso estipulados que se explican a continuación.
[0034] El procedimiento de la invención comprende proporcionar una pieza de fundición de acero semiacabada con una composición química de acuerdo con la invención. La pieza de fundición puede realizarse en cualquier forma, tal como lingotes, “blooms” o palanquillas, que se puedan forjar en piezas mecánicas que tengan un diámetro de sección transversal de entre 30 mm y 100 mm.
[0035] Por ejemplo, el acero que tiene la composición química descrita anteriormente se funde en un “bloom” y, a continuación, se lamina en forma de una barra que actuará como un producto semiacabado. Se pueden lograr varias operaciones de laminado para obtener el producto semiacabado deseado.
[0036] El producto semiacabado después del proceso de fundición se puede utilizar directamente a una temperatura elevada después del laminado o se puede enfriar primero hasta temperatura ambiente y, a continuación, recalentar para el forjado en caliente. De acuerdo con el procedimiento de la invención, se realiza el recalentamiento del producto semiacabado entre una temperatura de 1150° C y 1300° C.
[0037] La temperatura del producto semiacabado, que se somete a forjado en caliente, es preferiblemente de al menos 1150°C y debe ser inferior a 1300°C porque la temperatura del producto semiacabado es inferior a 1150°C, se impone una carga excesiva sobre las matrices de forjado y, además, la temperatura del acero puede disminuir hasta una temperatura de transformación a ferrita durante el forjado de acabado, por lo que el acero se forjará en un estado en el que la ferrita transformada está contenida en la estructura. Por lo tanto, la temperatura del producto semiacabado es preferiblemente lo suficientemente alta como para que el forjado en caliente se pueda completar en el intervalo de temperatura austenítica. Se debe evitar el recalentamiento a temperaturas superiores a 1300°C porque son industrialmente costosas.
[0038] Se prefiere que la temperatura de forjado final de acabado se mantenga por encima de 915°C para tener una estructura que sea favorable a la recristalización y al forjado. Es necesario que el forjado final se realice a una temperatura superior a 915°C, ya que por debajo de esta temperatura la lámina de acero presenta una caída significativa en el forjado. De esta manera se obtiene la pieza forjada en caliente y, a continuación, esta pieza de acero forjada en caliente se enfría en un proceso de enfriamiento de tres etapas.
[0039] En el proceso de enfriamiento de tres etapas de la pieza forjada en caliente, la pieza forjada en caliente se enfría a diferentes velocidades de enfriamiento entre diferentes intervalos de temperatura.
[0040] En la etapa uno de enfriamiento, la pieza forjada en caliente se enfría desde el forjado de acabado hasta un intervalo de temperaturas entre Bs+50°C y Bs+30°C, en este documento también denominado T1, a una velocidad de enfriamiento promedio entre 0,2°C/s y 10°C/s en donde se puede mantener opcionalmente durante un período de tiempo entre 0 s y 3600 s, en donde durante esta etapa una de enfriamiento se prefiere tener una velocidad de enfriamiento promedio entre el intervalo de temperaturas de 750°C y 780°C a T1 entre 0,2°C/s y 2°C/s.
[0041] A partir de entonces, desde el intervalo de temperaturas T1, comienza la segunda etapa de enfriamiento en la que la pieza forjada en caliente se enfría desde el intervalo de temperaturas T1 hasta una temperatura entre Ms+60°C y Ms, en este documento también denominada T2, a una velocidad de enfriamiento promedio entre 0,40°C/s y 2,0°C/s. Además, durante la segunda etapa de enfriamiento, el enfriamiento entre T1 y un intervalo de temperaturas entre 470°C y 450°C se mantiene preferiblemente a una velocidad de enfriamiento promedio de 1,0°C/s y 2,0°C/s para promover la transformación de austenita en bainita y disminuir la posibilidad de formación de martensita.
[0042] En la tercera etapa, la pieza forjada en caliente se lleva a temperatura ambiente desde un intervalo de temperaturas entre T2, en la que la velocidad de enfriamiento promedio durante la tercera etapa se mantiene por debajo de 0,8 °C/s y preferiblemente 0,5 °C/s y más preferiblemente por debajo de 0,2 °C/s. Estas velocidades de enfriamiento promedio se eligen para realizar un enfriamiento homogéneo a lo largo de la sección transversal de la pieza forjada en caliente.
[0043] Una vez finalizada la tercera etapa de enfriamiento se obtiene la pieza mecánica forjada.
[0044] Para todas las etapas de enfriamiento las temperaturas de Bs y Ms se calculan para el presente acero utilizando la siguiente fórmula:
Bs = 962-288C-84Mn-81 S¡-6N i-95 Mo-153 Nb+108 Cr2-269Cr
Ms - S39-423C-30Mn-18NM2Cr-11 Si-7Mo
donde el contenido de elementos se expresa en porcentaje en peso.
EJEMPLOS
[0045] Las siguientes pruebas, ejemplos, ejemplificaciones figurativas y tablas que se presentan en este documento no son de naturaleza restrictiva y deben considerarse solo con fines ilustrativos, y mostrarán las características ventajosas de la presente invención.
[0046] La pieza mecánica forjada fabricada a partir de aceros con diferentes composiciones se recoge en la Tabla 1, donde la pieza mecánica forjada se fabrica según los parámetros de proceso estipulados en la Tabla 2, respectivamente. A continuación, la Tabla 3 recoge las microestructuras de la pieza mecánica forjada obtenidas durante los ensayos y la Tabla 4 recoge el resultado de las evaluaciones de las propiedades obtenidas.
� Tabla 2
[0047] La Tabla 2 recoge los parámetros de proceso implementados en el producto semiacabado fabricado con aceros de la Tabla 1 después de ser recalentados entre 1150°C y 1300°C y, a continuación, forjados en caliente que terminan por encima de 915°C. Las composiciones de acero I1 a I3 sirven para la fabricación de piezas mecánicas forjadas según la invención. Esta tabla también especifica las piezas mecánicas forjadas de referencia que se designan en la tabla de R1 a R3. La Tabla 2 también muestra la tabulación de Bs y Ms. Estos Bs y Ms se definen para los aceros de la invención y los aceros de referencia de la siguiente manera:
Bs (cC)= 962-288C-S4Mn-81 Si-6Ni-95Mo-153Nb+10SCrfi-269Cr
donde el contenido de los elementos se expresa en porcentaje en peso.
[0048] La tabla 2 es la siguiente:
� Tabla 3
[0049] La Tabla 3 ejemplifica los resultados de las pruebas realizadas de acuerdo con las normas en diferentes microscopios, tales como el microscopio electrónico de barrido, para determinar las microestructuras de los aceros de la invención y de referencia en términos de fracción de área. La medición del porcentaje de límites de grano desorientados se realiza mediante EBSD, en el que se mide la frecuencia relativa de los granos bainíticos en el perfil de desorientación.
[0050] Los resultados se estipulan a continuación:
Tabla 4
[0051] La Tabla 4 ejemplifica las propiedades mecánicas tanto del acero de la invención como de los aceros de referencia. Para determinar la resistencia a la tracción, se realizan pruebas de resistencia a la tracción y límite de fluencia de acuerdo con las normas NF EN ISO 6892-1. Las pruebas para medir la tenacidad al impacto tanto para el acero de la invención como para el acero de referencia se realizan de acuerdo con la norma EN ISO 148-1 a 20 °C en una probeta DVM estándar con entalla en U.
[0052] Se recogen los resultados de las diversas pruebas mecánicas realizadas de acuerdo con las normas.
Tabla 4

Claims (14)

REIVINDICACIONES
1. Pieza mecánica forjada de acero que comprende los siguientes elementos, expresados en porcentaje en peso:
0,15 % g C g 0,22 %;
1,6 % g Mn g 2,2 %;
0,6 % g Si g 1 %;
1 % g Cr g 1,5 %;
0,01 % g Ni g 1 %;
0 % g S g0,06 %;
0 % g P g0,02 %;
0 % g N g 0,013 %;
y puede contener uno o más de los siguientes elementos opcionales
0 % g Al g 0,06 %;
0,03 % g Mo g 0,1 %;
0 % g Cu g 0,5 %;
0,01 % g Nb g 0,15 %;
0,01 % g Ti g 0,03 %;
0 % g V g 0,08 %;
0,0015 % g B g 0,004 %;
0 % g Sn g 0,1 %;
0 % g Ce g 0,1 %;
0 % g Mg g 0,010 %
0 % g Zr g 0,010 %
estando el resto de la composición compuesta por hierro e impurezas inevitables causadas por el procesamiento, teniendo la microestructura de dicho acero una microestructura en porcentaje de área que comprende la presencia acumulada de austenita residual y de isla de martensita-austenita entre el 1 % y el 20 %, siendo la microestructura restante bainita con al menos el 80 %, en la que la fracción de los límites de grano de bainita con un ángulo de desorientación de 59,5° es al menos el 7 % y con una presencia opcional de martensita entre el 0 % y el 10 % que tiene una resistencia a la tracción máxima de 1100 MPa o más, un límite de fluencia de 800 MPa o más, en la que la resistencia a la tracción y el límite de fluencia se miden de acuerdo con la norma NF EN ISO 6892-1 y una tenacidad al impacto igual o mayor que 70 J/cm2 medida a 20 °C de acuerdo con la norma NF EN ISO 148-1 en una probeta DVM estándar con entalla en U.
2. Pieza mecánica forjada de acero, según la reivindicación 1, en la que la composición incluye de 0,7% a 1% de Silicio.
3. Pieza mecánica forjada de acero, según la reivindicación 1 o 2, en la que la composición incluye de 0,15% a 0,2% de Carbono.
4. Pieza mecánica forjada de acero, según la reivindicación 1 a la reivindicación 3, en la que la composición incluye de 0% a 0,05% de Aluminio.
5. Pieza mecánica forjada de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, en la que la composición incluye de 1,6% a 1,9% de Manganeso.
6. Pieza mecánica forjada de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en la que la composición incluye de 1,1% a 1,5% de Cromo.
7. Pieza mecánica forjada de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, en la que la Bainita es mayor o igual al 85%.
8. Pieza mecánica forjada de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, en la que la suma de austenita residual e isla de martensita-austenita se encuentra entre el 1% y el 15%.
9. Pieza mecánica forjada de acero, según las reivindicaciones 1 a 8, en la que dicho acero tiene una resistencia a la tracción máxima de 1150 MPa o más y un límite de fluencia de 850 MPa o más, midiéndose la resistencia a la tracción y el límite de fluencia según las normas NF EN ISO 6892-1.
10. Pieza mecánica forjada de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, en la que dicha lámina tiene una tenacidad al impacto igual o superior a 90 J/cm2 medida a 20 °C de acuerdo con la norma NF EN ISO 148-1 en una probeta DVM estándar con entalla en U.
11. Procedimiento de fabricación de piezas mecánicas forjadas de acero que comprende las siguientes etapas sucesivas:
- proporcionar una composición de acero, según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, en forma de producto semiacabado;
- recalentar dicho producto semiacabado hasta una temperatura entre 1150°C y 1300°C;
- forjar en caliente dicho producto semiacabado en el intervalo austenítico, en el que la temperatura de acabado de forjado en caliente debe ser superior a 915°C para obtener una pieza forjada en caliente;
- enfriar la pieza forjada en caliente en un enfriamiento de tres etapas, en el que en la etapa primera la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento entre 0,2°C/s y 10°C/s desde la temperatura de acabado del forjado en caliente hasta un intervalo de temperaturas entre T1, en el que la pieza forjada en caliente se puede mantener opcionalmente durante un tiempo entre 0 s y 3600 s, en el que T1 es de Bs 50°C a Bs 30°C, mientras que Bs se calcula utilizando la fórmula:
Bs = 9S2-288C-84Mn-81 Si-6Ni-95Mo-153Nb+1Ü8Cr2-26SCr
en la que el contenido de los elementos se expresa en porcentaje en peso
- a continuación, en la etapa segunda la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento promedio entre 0,40°C/s y 2°C/s desde un intervalo de temperaturas entre T1 hasta un intervalo de temperaturas entre T2, en el que T2 es de Ms 60°C a Ms, mientras que Ms se calcula utilizando la fórmula Ms = 539-423C-30Mn-18Ni-12Cr-11Si-7Mo, en la que el contenido de los elementos se expresa en porcentaje en peso
- a continuación, en la etapa tercera la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento promedio por debajo de 0.8°C/s desde un intervalo de temperaturas entre T2 hasta temperatura ambiente para obtener una pieza mecánica forjada.
12. Procedimiento, según la reivindicación 11, en el que en la primera etapa de enfriamiento la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento promedio entre 0,2°C/s y 2°C/s desde un intervalo de temperaturas entre 780°C y 750°C hasta un intervalo de temperaturas entre T1, en el que la pieza forjada en caliente se puede mantener opcionalmente durante un tiempo entre 0 s y 3600 s.
13. Procedimiento, según la reivindicación 11 o 12, en el que en la segunda etapa de enfriamiento la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento promedio entre 1,0°C/s y 2,0°C/s desde un intervalo de temperaturas entre T1 hasta un intervalo de temperaturas entre 470°C y 450°C.
14. Procedimiento, según cualquiera de las reivindicaciones 11 a 13, en el que en la tercera etapa la pieza forjada en caliente se enfría a una velocidad de enfriamiento inferior a 0,5 °C/s desde un intervalo de temperaturas entre T2 hasta temperatura ambiente.
ES19716573T 2018-03-23 2019-03-15 Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma Active ES2992076T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2018/051970 WO2019180492A1 (en) 2018-03-23 2018-03-23 Forged part of bainitic steel and a method of manufacturing thereof
PCT/IB2019/052125 WO2019180563A1 (en) 2018-03-23 2019-03-15 Forged part of bainitic steel and a method of manufacturing thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2992076T3 true ES2992076T3 (es) 2024-12-09

Family

ID=61966033

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES19716573T Active ES2992076T3 (es) 2018-03-23 2019-03-15 Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma

Country Status (16)

Country Link
US (1) US12203156B2 (es)
EP (1) EP3768868B8 (es)
JP (2) JP2021517609A (es)
KR (1) KR102476628B1 (es)
CN (1) CN111836908B (es)
CA (1) CA3092473C (es)
ES (1) ES2992076T3 (es)
FI (1) FI3768868T3 (es)
HU (1) HUE068050T2 (es)
MA (1) MA67583B1 (es)
MX (1) MX2020009802A (es)
PL (1) PL3768868T3 (es)
RU (1) RU2763027C1 (es)
UA (1) UA124913C2 (es)
WO (2) WO2019180492A1 (es)
ZA (1) ZA202005177B (es)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
CN109972042B (zh) * 2019-04-17 2020-11-20 北京科技大学 一种屈服强度800MPa级耐低温耐腐蚀H型钢及其制备方法
CN110760752A (zh) * 2019-10-10 2020-02-07 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好成型性能的nm300xt钢带及其生产方法
FR3103498B1 (fr) * 2019-11-22 2021-12-10 Electricite De France Pièce massive métallique et son procédé de fabrication
CN112593159A (zh) * 2020-12-10 2021-04-02 含山县朝霞铸造有限公司 一种汽车用钢铁材料及其制备方法
FR3123659A1 (fr) 2021-06-02 2022-12-09 Ascometal France Holding Sas Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication
CN116926412B (zh) * 2022-03-29 2026-01-16 宝山钢铁股份有限公司 一种贝氏体无缝钢管及其制造方法
EP4575006A1 (en) * 2023-12-19 2025-06-25 Politechnika Slaska Method of thermomechnical processing of low-carbon bainitic steel with retained austenite, application of the steel obtained by the method

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2744733B1 (fr) * 1996-02-08 1998-04-24 Ascometal Sa Acier pour la fabrication de piece forgee et procede de fabrication d'une piece forgee
JP3468031B2 (ja) * 1997-06-24 2003-11-17 住友金属工業株式会社 マルテンサイト・ベイナイト型熱間鍛造部品及びその製造方法
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
WO2009102848A1 (en) 2008-02-15 2009-08-20 Dayton Progress Corporation Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels
SI2103704T1 (sl) * 2008-03-10 2012-11-30 Swiss Steel Ag Vroče valjani dolg proizvod in postopek za njegovo izdelavo
JP5483859B2 (ja) 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
CN102791901B (zh) * 2009-12-29 2015-05-06 Posco公司 用于热压的具有显著表面特性的镀锌钢板,使用该钢板得到的热压模塑部件,以及其制备方法
FR2958660B1 (fr) 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques et son procede de fabrication.
WO2012120020A1 (en) 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
MX363038B (es) * 2011-07-06 2019-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo para producir hoja de acero laminada en frio.
IN2014DN00268A (es) 2011-07-06 2015-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
CN104428435A (zh) 2012-04-10 2015-03-18 新日铁住金株式会社 适合冲击吸收构件的钢板及其制造方法
JP5728108B2 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
HUE052776T2 (hu) 2014-10-21 2021-05-28 Bharat Forge Ltd Ultranagy szilárdságú termomechanikusan megmunkált acél
ES2769257T3 (es) 2015-03-16 2020-06-25 Nippon Steel Corp Acero endurecible por envejecimiento, y método para fabricar componentes que incluyen acero endurecible por envejecimiento
WO2016151345A1 (fr) * 2015-03-23 2016-09-29 Arcelormittal Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
US10870901B2 (en) 2015-09-22 2020-12-22 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot-rolled high-strength roll-formable steel sheet with excellent stretch-flange formability and a method of producing said steel

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019180563A1 (en) 2019-09-26
CN111836908B (zh) 2022-12-13
CA3092473A1 (en) 2019-09-26
EP3768868A1 (en) 2021-01-27
MA67583B1 (fr) 2024-10-31
WO2019180492A1 (en) 2019-09-26
KR102476628B1 (ko) 2022-12-09
JP2023182697A (ja) 2023-12-26
PL3768868T3 (pl) 2024-10-28
MX2020009802A (es) 2020-10-14
BR112020017332A2 (pt) 2020-12-15
FI3768868T3 (fi) 2024-10-10
JP2021517609A (ja) 2021-07-26
UA124913C2 (uk) 2021-12-08
KR20200122376A (ko) 2020-10-27
US12203156B2 (en) 2025-01-21
HUE068050T2 (hu) 2024-12-28
ZA202005177B (en) 2021-07-28
US20210010117A1 (en) 2021-01-14
CA3092473C (en) 2022-11-29
CN111836908A (zh) 2020-10-27
RU2763027C1 (ru) 2021-12-24
EP3768868B1 (en) 2024-08-07
EP3768868B8 (en) 2024-09-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2992076T3 (es) Pieza forjada de acero bainítico y procedimiento de fabricación de la misma
ES3037769T3 (en) A cold rolled martensitic steel and a method for it&#39;s manufacture
ES2982722T3 (es) Chapa de acero laminada en frío y tratada térmicamente y procedimiento de fabricación de la misma
WO2012067474A2 (ko) 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
JP5761080B2 (ja) 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
ES2794646T3 (es) Acero de alta resistencia de alta ductilidad con maleabilidad superior
US12516395B2 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2012105126A1 (ja) 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
ES2968626T3 (es) Chapa de acero laminada en frío y tratada térmicamente, procedimiento de producción de la misma y uso de dicho acero para producir piezas de vehículos
ES2946086T3 (es) Chapa de acero laminada en frío y revestida y un procedimiento de fabricación de la misma
ES3040738T3 (en) High flangeable ultra-high strength ductile hot-rolled steel, method of manufacturing said hot-rolled steel and use thereof
WO2023223694A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR102020390B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102897544B1 (ko) 강의 단조 부품 및 그 제조 방법
JP2025523377A (ja) 鋼の鍛造部品及びその製造方法
RU2832530C1 (ru) Кованая деталь из стали и способ её изготовления
KR102928492B1 (ko) 고성능 봉강 및 고성능 봉강의 제조 방법
BR112020017332B1 (pt) Peça mecânica forjada de aço e método para produção de peça mecânica forjada de aço
BR112022009178B1 (pt) Chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente e método de produção de uma chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente