MÉTODO DE PRODUCCIÓN DE LÁMINAS DE ACERO AUSTENJTICO DE HIERRO/CARBONO/MANGAN ESO QU E TDEMEN MUY BU ENAS CARACTERÍSTICAS DE RESISTENCIA Y
ALARGAMIENTO Y UNA EXCELENTE HOMOGENEIDAD
La presente invención se refiere a la fabricación de una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en caliente y laminada en frío que presenta muy buenas propiedades mecánicas y, en particular, una combinación muy ventajosa de resistencia mecánica y alargamiento a rotura, junto con una excelente homogeneidad de las propiedades mecánicas. En el campo de la automoción, el aumento continuo en el nivel de equipamiento de los vehículos hace que sea incluso más necesario aligerar la propia estructural metálica. Para hacer esto, cada función tiene que reconsiderarse para mejorar su rendimiento y reducir su peso. Hasta ahora se han creado diversas familias de acero para satisfacer estos requisitos cada vez mayores: en orden cronológico pueden mencionarse, por ejemplo, los aceros de alto límite elástico endurecidos por una fina precipitación de niobio, vanadio o titanio; aceros con estructuras de doble fase (ferrita que contiene hasta 25% de martensita); y aceros TRI P (plasticidad inducida por transformación) compuestos de ferrita, martensita y austenita que pueden transformarse con deformación. Para cada ti po de estructura, la resistencia a la tracción y la deformabilidad son propiedades rivales, de tal forma que generalmente no es posi ble
obtener valores muy elevados para una de las propiedades si n reducir drásticamente la otra. De esta manera, en el caso de los aceros TRI P, es difícil obtener una resistencia mayor de 900 M Pa simultáneamente con un alargamiento mayor de 25%. También pueden mencionarse aceros que tienen una estructura bainítica o martensítica-bainítica, cuya resistencia puede ser de hasta 1200 M Pa cuando se laminan en caliente, pero cuyo alargamiento únicamente es de aproximadamente 10%. Aunque estas propiedades pueden ser satisfactorias para varias aplicaciones, siguen siendo insuficientes si se desea un aligeramiento adicional por medio de la combinación simultánea de una alta resistencia y una mayor aptitud para las operaciones de deformación posteriores y para la absorción de energía. En el caso de la lámina laminada en caliente, es decir una lámina con un espesor que varía de aproximadamente 1 a 10 mm, estas propiedades se usan de manera beneficiosa para aligerar piezas de conexión al suelo, ruedas, piezas de refuerzo tales como barras anti-intrusión de puertas, o piezas destinadas para vehículos pesados (camiones, autobuses, etc.). En el caso de la lámina lami nada en frío (con un espesor que varía de aproximadamente 0, 2 mm a 6 mm) , las aplicaciones son para la fabricación de piezas usadas para conseguir seguridad y duración en vehículos de motor, o incluso piezas externas. Para cumplir estos requisitos de resistencia/ductilidad simultánea, se conocen aceros con una estructura austenítica, tales
como aceros de Fe-C-M n que comprenden hasta 1 .5% de C y de 15 a 35% de M n (estando los contenidos expresados en peso) y que posi blemente contienen otros elementos tales como silicio, al uminio o cromo. A una temperatura dada, el modo de deformación de los aceros austeníticos depende únicamente de la energía de defecto de apilamiento o SFE, cuya cantidad física depende sólo de l a composición y la temperatura. Cuando se reduce la SFE , la deformación pasa consecutivamente desde un modo de dislocación por deslizamiento, a un modo de maclaje y finalmente a un modo de transformación martensítica. Entre estos modos, el maclaje mecánico hace que sea posible conseguir una elevada endurecibilidad mecánica: maclas, que actúan como un obstáculo para la propagación de las dislocaciones, ayudando a aumentar el límite elástico. La SFE aumenta en particular con el contenido de carbono y manganeso. De esta manera, se conocen aceros austeníticos de Fe-0.6% de C-22% de M n capaces de deformarse por maclaje. Dependiendo de la granulometría, estas composiciones de acero producen valores de l ímite de resistencia a la tracción que varian de aproximadamente 900 a 1 150 M Pa en combinación con un alargamiento a rotura que varía de 50 a 80%. Si n embargo, existe la necesidad aún no satisfecha de una lámina de acero laminada en caliente o laminada en frío con una resistencia significativamente mayor de 1 150 M Pa y que al mismo tiempo tenga una buena deformabílidad, consiguiéndose esto sin la
adición de aleaciones caras. Se desea disponer de una lámina de acero que presente un comportamiento muy homogéneo durante los esfuerzos mecánicos posteriores. Por lo tanto, el objeto de la invención es proporcionar una lámina o producto de acero laminado en caliente o laminado en frío de fabricación barata, que tenga una resistencia de al menos 1200 MPa, o incluso de 1400 M Pa, en combinación con un alargamiento tal que el producto P: resistencia (en M Pa) x alargamiento a rotura (en %) sea mayor de 60,000 o 50,000 MPa% al nivel de resistencia mencionado anteriormente, respectivamente, propiedades mecánicas muy homogéneas durante la posterior deformación o esfuerzo mecánico y una estructura sin martensíta en cualquier punto durante o después de la deformación en frío de esta lámina o producto. Para este objetivo, el objeto de la invención es una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en caliente, cuya resistencia es mayor de 1200 M Pa, cuyo producto P (resistencia (en M Pa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 65, 000 M Pa% y cuya composición química nominal comprende, expresándose los contenidos en peso: 0.85% < C < 1.05%; 16% < M n < 19%; Si < 2%; Al < 0.050%; S < 0.030%, P < 0.050%; N < 0.1 %; y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos entre: Cr < 1 %; M o < 1 .50%»; Ni < 1 %; Cu < 5%; Ti < 0.50%; Nb < 0.50%; V < 0.50%; consistiendo el resto de la composición en hierro e impurezas inevitables procedentes de la elaboración, siendo la fracción de superficie recristalizada del acero igual a 100%), siendo la fracción
de superficie de carburos cristalizados del acero igual a 0% y siendo la granulometría media del acero menor o igual a 10 mieras El objeto de la invención también es una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en frío y recocida, cuya resistencia es mayor de 1200 MPa, cuyo producto P
(resistencia (en MPa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 65
000 MPa y la cuya composición química nominal comprende, expresándose los contenidos en peso 085% < C < 1 05%, 16% < Mn < 19%o, Si < 2%, Al < 0050%, S < 0030%), P < 0050%), N < 0 1%, y opcionalmente uno o más elementos elegidos entre Cr < 1%, Mo <
1 50%, Ni < 1%, Cu < 5%, Ti < 050%, Nb < 050%, V < 050%, consistiendo el resto de la composición en hierro e impurezas inevitables procedentes de la elaboración, siendo la fracción de superficie recpstalizada del acero igual a 100% y siendo la granulometría media del acero menor de 5 mieras El objeto de la invención también es una lámina de acero austenítico laminada en frío y recocida, cuya resistencia es mayor de 1250 MPa, cuyo producto P (resistencia (en MPa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 65,000 MPa%, caracterizada porque la granulometría media del acero es menor de 3 mieras De acuerdo con una característica preferida, en cualquier punto de la lámina de acero austenítico, el contenido local de carbono CL del acero y el contenido local de manganeso MnL, expresados en peso, son tales que %Mn + 97% CL > 21 66 Preferiblemente, el contenido nominal de silicio del acero es
menor o igual a 0.6%. De acuerdo con una realización preferida, el contenido nominal de nitrógeno del acero es menor o igual a 0.050%). También preferiblemente, el contenido nominal de aluminio del acero es menor igual a 0.030%. De acuerdo con una realización preferida, el contenido nominal de fósforo del acero es menor o igual a 0.040%. El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en caliente, cuya resistencia es mayor de 1200 MPa, cuyo producto P (resistencia (en MPa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 65,000 MPa%, fundiéndose un acero en dicho proceso, cuya composición nominal comprende, expresándose los contenidos en peso: 0.85% < C < 1.05%; 16% < Mn < 19%; Si < 2%; Al < 0.050%; S < 0.030%; P < 0.050%; N < 0.1%; y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos entre: Cr < 1%; Mo < 1.50%; Ni < 1%; Cu < 5%;
Ti < 0.50%; Nb < 0.50%; V < 0.50%; consistiendo el resto de la composición en hierro e impurezas inevitables procedentes de la elaboración, en el que - se vierte un producto semiacabado partir de este acero; el producto semiacabado de la composición de acero se calienta a una temperatura comprendida entre 1100 y 1300°C; el producto semiacabado se lamina hasta una temperatura de fin de laminado de 900°C o superior; - si es necesario, se guarda un tiempo de mantenimiento
de tal forma que la fracción de superficie recristalizada del acero sea igual a 100%; la lámina se enfría a una velocidad de 20°C/s o superior; y - la lámina se enrolla a una temperatura de 400°C o menor. El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámina de acero austenítico laminada en caliente, cuya resistencia es mayor de 1400 M Pa, cuyo producto P (resistencia (en M Pa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 50,000 M Pa%, caracterizado porque la lámina, laminada en caliente, enfriada después de enrollarse y desenrollarse, experimenta una deformación en frío con una relación de deformación equivalente de al menos 13% e inferior o igual al 17%. El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en frío y recocida, cuya resistencia es mayor de 1250 M Pa, cuyo producto P (resistencia (en M Pa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 60,000 M Pa%, caracterizado porque se obtiene una lámi na laminada caliente obtenida por el proceso anterior; se realiza al menos un ciclo, consistiendo cada ciclo en el laminado en frío de la lámina en uno o más pasos sucesivos y la realización de un tratamiento de recocido de recristalización, y la granulometría media austenítica antes del último ciclo de laminado en frío seguido de un tratamiento de recocido de recristalización es menor de 15 mieras .
El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámi na de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso lami nada en frío, cuya resistencia es mayor de 1400 M Pa y cuyo producto P (resistencia (en M Pa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor de 50,000 MPa%; caracterizado porque la lámina, después del tratamiento de recocido de recristalización final, se somete a una deformación en frío con una relación de deformación equivalente superior o igual al 6% e inferior o igual al 17%. El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámina de acero austenítico de hierro/carbono/manganeso laminada en frío, cuya resistencia es mayor de 1400 M Pa y cuyo producto P (resistencia (en MPa) x alargamiento a rotura (en %)) es mayor 50, 000 M Pa, caracterizado porque se proporciona una lámina laminada en frío y recocida de acuerdo con la invención y está lámi na se somete a una deformación en frío con una relación de deformación equivalente superior o igual al 6% e inferior o igual al 17%). El objeto de la invención también es un proceso para fabricar una lámina de acero austenítico, caracterizado porque las condiciones en las que dicho producto semiacabado se vierte o se recalienta, tales como la temperatura de moldeado de dicho producto semiacabado, la soldadura del metal líquido por fuerzas electromagnéticas y las condiciones de recalentamiento que conducen a la homogeneización del contenido de carbono y manganeso por difusión, se eligen de manera que, en cualquier
punto de la lámina, el contenido local de carbono C y el contenido local de manganeso MnL, expresados en peso, sean tales que: %Mn + 9.7% CL > 21.66. De acuerdo con una realización preferida, el producto semiacabado se vierte en forma de losa o se vierte como una tira fina entre rodillos de acero que giran en direcciones contrarias. El objeto de la invención también es el uso de una lámina de acero austenítico para la fabricación de elementos estructurales o de refuerzo o piezas externas en el campo de la automoción. El objeto de la invención también es el uso de una lámina de acero austenítico fabricada por medio de un proceso descrito anteriormente, para la fabricación de elementos estructurales o de refuerzo o piezas externas en el campo de la automoción. Otras características y ventajas de la invención serán evidentes a lo largo de la descripción presentada a continuación, proporcionada a modo de ejemplo y haciendo referencia a la figura 1 adjunta, que muestra la variación teórica de la energía de defecto de apilamiento a temperatura ambiente (300 K) en función del contenido de carbono y manganeso. Después de muchos ensayos, los inventores han demostrado que los diversos requisitos indicados anteriormente se cumplían al observar las siguientes condiciones: por lo que respecta a la composición química del acero, el carbono juega un papel muy importante en la formación de la microestructura y las propiedades mecánicas obtenidas. Junto con un contenido de
manganeso que varía de 16 a 19%o en peso, un contenido nominal de carbono mayor de 0.85% hace que sea posible obtener una estructura austenítica estable. Sin embargo, para un contenido nominal de carbono por encima de 1.05%, se vuelve difícil prevenir la precipitación de carburos que tiene lugar durante ciertos ciclos térmicos en la fabricación industrial, en particular cuando el acero se está enfriando en el enrollamiento, degradando dicha precipitación la ductilidad y la tenacidad. Además, el aumento del contenido de carbono reduce la soldabilidad. El manganeso también es un elemento esencial para aumentar la resistencia, aumentar la energía de defecto de apilamiento y estabilizar la fase austenítica. Si su contenido nominal es menor de 16%, hay un riesgo, como se verá más adelante, de formación de una fase martensítica, que reduce de manera muy apreciable la deformabilidad. Además, cuando el contenido de manganeso nominal es mayor de 19%, el modo de deformación de maclaje se ve menos favorecido que el modo de dislocación por deslizamiento perfecto. Además, por razones de coste, no es deseable que el contenido de manganeso sea elevado. El aluminio es un elemento particularmente eficaz para desoxidar el acero. Al igual que el carbono, aumenta la energía de efecto de apilamiento. Sin embargo, el aluminio supone un inconveniente si está presente en exceso en aceros que tienen un alto contenido de manganeso. Esto se debe a que el manganeso aumenta la solubilidad del nitrógeno en el hierro líquido y, si está
presente una cantidad excesivamente grande de aluminio en el acero, el nitrógeno, que se combina con el aluminio, precipita en forma de nitruros de aluminio que impiden la migración de las juntas intergranulares durante la transformación en caliente y aumentan de manera muy apreciable el riesgo de que aparezcan grietas. Un contenido nominal de Al de 0.050% o menor previene la precipitación de AIN. De manera correspondiente, el contenido nominal de nitrógeno debe ser de 0.1% o menor para prevenir esta precipitación y la formación de defectos de volumen durante la solidificación. Este riesgo se reduce particularmente cuando el contenido nominal de aluminio es menor de 0.030% y cuando el contenido nominal de nitrógeno es menor de 0.050%. El silicio también es un elemento eficaz para desoxidar el acero y también para el endurecimiento en fase sólida. Sin embargo, por encima de un contenido nominal de 2%, reduce el alargamiento y tiende a formar óxidos indeseables durante ciertos procesos de ensamblaje y, por lo tanto, debe mantenerse por debajo de este límite. Este fenómeno se reduce en gran medida cuando el contenido nominal de silicio es menor de 0.6%. El azufre y el fósforo son impurezas que fragilizan las juntas intergranulares. Sus contenidos nominales respectivos no deben exceder de 0.030% y 0.050%o respectivamente para mantener un ductilidad en caliente suficiente. Cuando el contenido nominal de fósforo es menor de 0.040%, se reduce particularmente el riesgo de fragilidad.
Opcionalmente puede usarse cromo para aumentar la resistencia del acero por endurecimiento en solución sólida. Sin embargo, como el cromo reduce la energía de defecto de apilamiento, su contenido nominal no debe exceder de 1 %. El níquel aumenta la energía de defecto de apilamiento y contribuye a conseguir un alto alargamiento a rotura; sin embargo, también es deseable, por razones de coste, limitar el contenido nominal de níquel a un máximo de 1 % o menor. Por razones similares también puede usarse molibdeno, retardando adicionalmente este elemento la precipitación de carburos. Por razones de eficacia y de coste, es deseable limitar su contenido nominal a 1.5% y preferiblemente a 0.4%). De manera similar, opcionalmente, una adición de cobre hasta un contenido nominal no superior a 5% es una forma de endurecer el acero por precipitación de metal de cobre. Sin embargo, por enci ma de este contenido, el cobre es responsable de la aparición de defectos en la superficie de la lámina laminada en caliente. El titanio, niobio y vanadio también son elementos que opcionalmente pueden usarse para conseguir el endurecimiento por precipitación de carbonitruros. Sin embargo, cuando el contenido nominal de Nb o V o Ti es mayor de 0.50%o, una preci pitación excesiva de carbonitruro puede producir una reducción de ductilidad y estirabilidad, que debe evitarse. El método para poner en práctica el proceso de fabricación de acuerdo con la invención es el siguiente. Un acero que tiene la
composición mencionada anteriormente se funde Después de esta fusión, el acero puede moldearse en forma de un lingote o puede moldearse continuamente en forma de losa con un espesor de aproximadamente 200 mm El acero también puede moldearse en forma de una losa fina, con un espesor de unas pocas decenas de milímetro, o en forma de una tira fina entre rodillos de acero que giran en direcciones contrarias Por supuesto, aunque la presente descripción il ustra la aplicación de la invención a productos planos, puede aplicarse de la misma manera a la fabricación de productos largos hechos de acero de Fe-C-M n Estos productos semiacabados moldeados en primer lugar se callentan a una temperatura comprendida entre 1 100 y 1300°C Esto tiene el objetivo de hacer que todos los puntos alcancen intervalos de temperatura favorables para las grandes deformaciones que experi mentará el acero durante el laminado Sin embargo, la temperatura no debe ser superior a 1300°C por miedo a que esté demasiado próxima a la temperatura de sólidos, que podria alcanzarse en cualquier zona en la que se segrega manganeso y/o carbono, y de producir un inicio local de un estado líquido que sería perj udicial para el conformado en caliente En el caso del moldeado directo de la tira fina entre rodillos que giran en direcciones contrarias, la etapa de laminado en caliente de estos productos semiacabados que empieza entre 1300 y 1 100°C puede realizarse directamente después del moldeado, de forma que en este caso no sea necesaria una etapa de recalentamiento intermedia
Las condiciones de producción del producto semiacabado (moldeo, recalentamiento) tienen una influencia directa sobre la posible segregación de carbono y manganeso - este punto se discutirá con más detalle más adelante. El producto semiacabado se lamina en caliente, por ejemplo, hasta un espesor de tira laminada en caliente de unos pocos milímetros. El bajo contenido de aluminio del acero de acuerdo con la invención impide una precipitación excesiva de AI N , que perjudicaría a la deformabilidad en caliente durante el lami nado. Para evitar cualquier problema de agrietamiento por medio de la falta de ductilidad, la temperatura de fin de laminado debe ser de 900°C o superior. Los i nventores han demostrado que las propiedades de ductilidad de la lámina obtenida se redujeron cuando la fracción de superficie recristalizada del acero era menor de 100%>. Por consiguiente, si las condiciones de laminado en caliente no han dado como resultado una recristalización completa de la austenita, los inventores han demostrado que, después de la fase de lami nado en caliente, debe guardarse un tiempo de mantenimiento de tal forma que la fracción de superficie recristalizada sea igual a 100%>. De esta manera, esta fase de remojo isotérmico a alta temperatura después del laminado produce una recristalización completa. Para la lamina laminada en caliente, también se ha demostrado que es necesario impedir que precipite carburo (esencialmente cementita (Fe, Mn)3C y perlita), que daría como resultado el deterioro
de las propiedades mecánicas, en particular una reducción de la ductilidad y un aumento del límite elástico. Para este fi n, los inventores han descubierto que una velocidad de refrigeración después de la fase de laminado (o después del tiempo de mantenimiento opcional necesario para la recristalización) de 20°C/s o superior impide completamente esta precipitación. Esta fase de refrigeración se continúa por una operación de enrollamiento. También se ha demostrado que la temperatura de enrollamiento debe ser inferior a 400°C, de nuevo para evitar la precipitación. Para las composiciones de acero de acuerdo con la invención, los inventores han demostrado que se obtienen propiedades de resistencia y de alargamiento a rotura particularmente buenas cuando la granulometría austenítica media es igual a 10 mieras o menor. En estas condiciones, la resistencia a la tracción de la lámi na lami nada en caliente obtenida de esta manera es mayor de 1200 M Pa y el producto P (resistencia x alargamiento a rotura) es mayor de 65,000 M Pa%. Hay aplicaciones en las que es deseable obtener características de resistencia incluso mayores en una lámina lami nada en caliente, con un nivel de 1400 M Pa o superior. Los inventores han demostrado que estas características se obtuvieron sometiendo la lámina de acero laminada en caliente descrita anteriormente a una deformación en frío con una relación de deformación equivalente de al menos 13% e inferior o igual al 17%. Por lo tanto, esta deformación en frío se confiere a una lámina que
se ha enfriado después del enrollamiento, desenrollado y normalmente decapado. Esta deformación con una relación relativamente baja tiene como resultado la fabricación de un producto de anisotropía reducida sin afectar al procesamiento posterior. De esta manera, aunque el proceso incluye una etapa de deformación en frío, la lámina fabricada puede denomi narse lámi na "laminada en caliente", en la medida en que la relación de deformación en frío es extremadamente pequeña en comparación con las relaciones habituales producidas durante el laminado en frío antes del recocido, con el fin de fabricar una lámina fina, y en la medida en que el espesor de la lámina fabricada de esta manera está en el intervalo de espesores habituales de las láminas lami nadas en caliente. Sin embargo, cuando la relación de deformación en frío equivalente es mayor de 17%, la reducción en el alargamiento se vuelve tal que el parámetro P (resistencia Rm x alargamiento a rotura A) no puede alcanzar los 50,000 M Pa%. En las condiciones de la invención, a pesar de tener un valor de resistencia muy elevado, la lámina retiene una buena capacidad de alargamiento ya que el producto P de la lámina obtenida de esta manera es mayor o igual a 50,000 M Pa%. En el caso de una lámina laminada en frío y recocida, los inventores también han demostrado que la estructura debe recristalizarse completamente después del recocido para conseguir las propiedades deseadas. Simultáneamente, cuando la granulometría media es menor de 5 mieras, la resistencia excede de
1200 M Pa y el producto P es mayor de 65,000 M Pa%. Cuando la granulometría media obtenida después del recocido es menor de 3 mieras, la resistencia excede de 1250 M Pa, siendo el producto P aún mayor de 65, 000 M Pa%. Los inventores también han descubierto un proceso para fabricar una lámina de acero laminada en frío y recocida con una resistencia mayor de 1250 M Pa y un producto P mayor de 60,000 M Pa%, suministrando una lámina laminada en caliente de acuerdo con el proceso descrito anteriormente y después realizando al menos un ciclo, donde cada ciclo consiste en las siguientes etapas: laminado en frío de uno o más pasos sucesivos; y recocido de recristalización, siendo la granulometría austenítica media antes del último ciclo de laminado en frío, sometido a recocido de recristalización, menor de 15 mieras. Puede ser deseable obtener una lámina laminada en frío con una resistencia incluso superior, mayor de 1400 M Pa. Los inventores han demostrado que estas propiedades podrían conseguirse proporcionando una lámina laminada en frío que posea las características de acuerdo con la invención descritas anteriormente o proporcionando una lámina laminada en frío obtenida usando el proceso de acuerdo con la invención descrito anteriormente. Los inventores han descubierto que la aplicación de una deformación en frío a dicha lámina con una relación de deformación equivalente superior o igual al 6% e inferior o igual al 17% hace que sea posible
conseguir una resistencia mayor de 1400 M Pa y un producto P mayor de 50, 000 M Pa%. Cuando la relación de deformación en frío equivalente es mayor de 17%, la reducción en el alargamiento se vuelve tal que el parámetro P no puede alcanzar 50,000 M Pa%. El papel particularmente importante que juega el carbono y el manganeso dentro del contexto de la presente invención se explicará a continuación con detalle. Para hacer esto, se hará referencia a l a figura 1 , que muestra, en un gráfico de carbono-manganeso (siendo el resto hierro) , las curvas de isoenergía de defecto de apilamiento calculadas, cuyos valores varían de 5 a 30 mJ/m2. A cualquier temperatura de deformación dada y para cualquier granulometría dada, el modo de deformación es teóricamente idéntico para cualquier aleación de Fe-C-Mn que tenga la misma SFE. En este gráfico también se representa la región de inicio de martensita. Los i nventores han demostrado que es necesario, para apreciar el comportamiento mecánico, considerar no sólo la composición química nominal de la aleación, por ejemplo su contenido nominal o medio de carbono y manganeso, sino también su contenido local . Esto se debe a que se sabe que, durante la producción del acero, la solidificación hace que ciertos elementos se segreguen en una cantidad mayor o menor. Esto surge por el hecho de que la solubilidad de un elemento dentro de la fase sólida es diferente de la solubilidad en la fase líquida. De esta manera, a menudo se produci rán núcleos sólidos, cuyo contenido de solutos está por debajo de la composición nominal, implicando la fase final de la
solidificación una fase líquida residual enriquecida en solutos. Esta estructura de solidificación primaria puede adoptar diversas morfologías (por ejemplo, una morfología dendrítica o equiaxial) y pronunciarse en una medida mayor o menor. Aunque se modifiquen estas características por el laminado y el posterior tratamiento térmico, el análisis del contenido elemental local indica una fl uctuación alrededor de un valor que corresponde al contenido medio o nomi nal de este elemento. En este documento se entiende que la expresión "contenido local" significa el contenido medido por medio de un dispositivo tal como una sonda de electrones. Una exploración lineal o superficial por medio de dicho dispositivo permite determinar la variación en el contenido local . De esta manera, se midió la variación en el contenido local de una aleación de Fe-C-M n, cuya composición nominal es C = 0,23%>, M n = 24%, Si = 0,203%, N = 0.001 %. Los inventores han demostrado una cosegregación de carbono y manganeso - las zonas localmente enriquecidas en carbono (o empobrecidas en carbono) también corresponden a las zonas enriquecidas en manganeso (o empobrecidas en manganeso). En la figura 1 se ha representado cada punto medido que tiene una concentración local de carbono (CL) y una concentración local de manganeso (Mn ), formando la combi nación un segmento que representa la variación local de carbono y manganeso en la lámina de acero, centrado en el contenido nominal (C = 0,23%o/M n = 24%). En este caso, puede verse
que la variación en el contenido local de carbono y manganeso se manifiesta por una variación en la energía de defecto de apilamiento, ya que este valor varía de 7 mJ/m2 para las zonas menos ricas en C y en M n hasta aproximadamente 20 mJ/m2 para las zonas más ricas. Además, se sabe que se produce maclaje como modo de deformación preferente a temperatura ambiente cuando la SFE es de aproximadamente 15-30 mJ/m2. En el caso anterior, este modo de deformación preferente puede no estar presente en absoluto en ninguna parte de la lámina de acero y ciertas zonas particulares pueden presentar un comportamiento mecánico diferente del esperado para una lámina de acero de composición nominal , en particular una deformabilidad inferior por maclaje dentro de ciertos granos. Más generalmente se considera que, en condiciones muy particulares que dependen, por ejemplo, de la deformación o la temperatura de esfuerzo, sobre la granulometría, el contenido local de carbono y manganeso puede reducirse hasta el punto de producir localmente una transformación martensítica inducida por deformación. Los i nventores han buscado las condiciones particulares para obtener propiedades mecánicas muy buenas simultáneamente con una gran homogeneidad de estas propiedades dentro de una lámi na de acero. Como se ha explicado anteriormente, la combinación de un contenido de carbono (0.85%>-1 .05%o) y un contenido de manganeso ( 16-19%) asociados con otras propiedades de la invención produce valores de resistencia mayores de 1.200 M Pa y un producto P
(resistencia x alargamiento a rotura) mayor de 60,000, o incluso de 65,000 MPa%. En la figura 1 se verá que estas composiciones de acero están en una región en la que la SFE es de aproximadamente 19-24 mJ/m2, es decir favorable para la deformación por maclaje. Sin embargo, los inventores también han demostrado que una variación en el contenido local de carbono o manganeso tiene una i nfluencia mucho menor que la mencionada en el ejemplo previo. Esto se debe a que las mediciones de las variaciones en los contenidos locales (CL, M nL) realizadas en diversas composiciones de acero austenítico de Fe-C-M n han demostrado, en condiciones de fabricación idénticas, una cosegregación de carbono y manganeso muy próxima a la ilustrada en la figura 1 . En estas condiciones, una variación en el contenido local (CL, Mn ) tiene sólo una pequeña consecuencia en el comportamiento mecánico, ya que el segmento que representa esta cosegregación va en una dirección aproximadamente paralela a las curvas de iso-SFE. Además, los inventores han demostrado que debe evitarse absolutamente la formación de martensita durante las operaciones de deformación o durante el uso de la lámina, por miedo a que las propiedades mecánicas en las piezas sean heterogéneas. Los inventores han determinado que esta condición se satisface cuando, en cualquier punto de la lámina, los contenidos locales de carbono y manganeso de la lámina son tales que: %M n + 9.7%C > 21 .66. De esta manera, gracias a las características de la composición química nomi nal que se define por la invención, y las defi nidas por los
contenidos locales de carbono y manganeso, se consigue una lámina de acero austenítico que no sólo tiene propiedades mecánicas muy buenas, sino que también presenta muy baja dispersión de estas propiedades. Un especialista en la técnica, gracias a su conocimiento general, adaptará las condiciones de fabricación para satisfacer esta relación con respecto al contenido local, en particular por medio de las condiciones de moldeo (temperatura de moldeo, agitación electromagnética del metal líquido) o las condiciones de recalentamiento que tienen como resultado la homogeneización del carbono y el manganeso por difusión. En particular, será ventajoso realizar procesos para moldear productos semiacabados en forma de losa fina (con un espesor de unos pocos centímetros) o en forma de tira fina, ya que estos procesos generalmente están asociados con una reducción en las heterogeneidades composicionales locales. A modo de ejemplo no limitante, los siguientes resultados mostrarán las características ventajosas conferidas por la invención Eiemplo: Se fundieron aceros con la siguiente composición nominal
(contenidos expresados en porcentaje en peso): Tabla 1: Composiciones nominales de los aceros
Después del moldeo, un producto semiacabado de acero I de acuerdo con la invención se recalentó a una temperatura de 1180°C y se laminó en caliente hasta una temperatura por encima de 900°C para conseguir un espesor de 3 mm. Se guardó un tiempo de retención de 2 s después del laminado, para completar la recristalización, y después el producto se enfrió a una velocidad mayor de 20°C/s seguido por enrollamiento a temperatura ambiente.
Los aceros de referencia se recalentaron a una temperatura por encima de 1150°C, se laminaron hasta una temperatura de fin de laminado mayor de 940°C y después se enrollaron a una temperatura inferior a 450°C. La fracción de superficie recristalizada fue de 100% para todos los aceros, la fracción de carburos precipitados fue de 0% y la granulometría media estuvo comprendida entre 9 y 10 µm. Las propiedades de tracción de las láminas laminadas en caliente fueron las siguientes: Tabla 2: Propiedades de tracción de Has láminas laminadlas @n caliente
En comparación con el acero de referencia R1, cuyas propiedades mecánicas ya son buenas, el acero de acuerdo con la invención hizo posible obtener una resistencia aumentada en aproximadamente 200 MPa, con un alargamiento muy comparable. Para evaluar la homogeneidad estructural y mecánica durante la deformación, se produjeron formas cóncavas similares, sobre las que se examinó la microestructura por difracción de rayos X. En el caso del acero de referencia R2, se observó la aparición de martensita siempre que la relación de deformación excedía de 17%, dando como resultado la operación de estiramiento total la fractura. Un análisis indicó que la característica: %MnL + 9.7%C > 21.66 no se cumplía en ningún punto (figura 1). En el caso del acero de acuerdo con la invención, no puedo encontrarse ni siquiera una pequeña cantidad de martensita, y un análisis similar indicó que la característica: %MnL + 9.7%> C > 21.66 se cumplía en cualquier punto, impidiendo de esta manera la aparición de martensita. La lámina de acero de acuerdo con la invención después se sometió a una ligera deformación en frío por laminado por una deformación equivalente de 14%. La resistencia del producto entonces fue de 1420 MPa y su alargamiento a rotura fue de 42%), es decir, un producto P = 59.640 MPa%. Este producto que tenía propiedades mecánicas excepcionalmente buenas ofrece una gran posibilidad de deformación posterior debido a su conservación de plasticidad y su baja anisotropía.
Además, después de las etapas de enrollamiento, desenrollamiento y decapado, la lámina laminada en caliente de acero de acuerdo con la invención y la del acero R1 después se laminaron en frío, antes de recocerse para obtener una estructura completamente recristalizada. La granulometría media austenítica, la resistencia y el alargamiento a rotura se indican en la siguiente tabla. Tabla 3: Propiedades mecánicas de Dos productos de Camina laminada en frío y recocida
La lámina de acero producida de acuerdo con la invención, cuya granulometría es de 4 mieras, por lo tanto proporciona una combi nación de resistencia/alargamiento particularmente ventajosa y un aumento significativo en resistencia en comparación con el acero de referencia. Como ocurre en el caso de los productos de lámina laminados en caliente, estas propiedades se obtienen con una homogeneidad muy grande en el producto, sin que estén presentes siquiera pequeñas cantidades de martensita después de la deformación. Los ensayos de expansión equibiaxial usando un punzón
hemiesférico de 75 mm de diámetro, realizados en una lámi na lami nada en frío y recocida de 1 ,6 mm de espesor, de acuerdo con la invención, dieron una profundidad de límite de estiramiento de 33 mm, demostrando una excelente deformabilidad. Los ensayos de curvatura realizados en esta misma lámina también demostraron que la deformación crítica antes de que aparezcan grietas era mayor de 50%. La lámina de acero producida de acuerdo con la invención se sometió a deformación en frío por laminado con una relación de deformación equivalente de 8%>. La resistencia del producto entonces fue de 1420 M Pa y su alargamiento a rotura fue de 48%, es decir, un producto P = 68.160 M Pa%. De esta manera, debido a sus propiedades mecánicas particularmente buenas, su comportamiento mecánico muy homogéneo y su estabilidad microestructural , los aceros laminados en caliente o laminados en frío de acuerdo con la invención se usarán ventajosamente para aplicaciones en las que se desea conseguir una alta deformabilidad y una resistencia muy elevada. Cuando se usen en la industria de la automoción, sus ventajas se usarán beneficiosamente para la fabricación de piezas estructurales , elementos de refuerzo e incluso piezas externas.