WO2010142833A1 - Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural con titanio como elemento microaleante - Google Patents

Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural con titanio como elemento microaleante Download PDF

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Bernardo J. FERNÁNDEZ GONZÁLEZ
Víctor LÓPEZ SERRANO
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Definitions

  • the object of the invention relates to a simplified hot rolling process of structural steels microalloyed with titanium, which implies energy savings and an increase in effectiveness with respect to conventional processes.
  • Structural steels containing Ti are ferrite + perlite microstructure steels that, in addition to meeting the mechanical properties required, especially tensile strength (greater than 500 MPa) and toughness (Ductile-fragile transition temperature (TT) below of -5O 0 C), they are of high weldability, and this makes them suitable for use in large engineering structures that must necessarily be constructed by welding their components.
  • Structural steels (C ⁇ 0.18%) hot rolled with ferrite and perlite final microstructure are used in many applications where a good resistance and toughness commitment is required, with ductile-fragile transition temperatures below -5O 0 C.
  • This type of steels can cover many applications in the market, especially large structures in which welding is required as a joining technique.
  • These steels are hot rolled both conventionally, that is in a controlled lamination process, as well as by direct / compact lamination.
  • the steels microalloyed with Ti have the advantage that the size of austenitic grain at the reheating temperature, prior to rolling, is very small.
  • structural steels must have a fine ferritic microstructure to reach the indicated strength and toughness values.
  • TiN or TiC particles as austenitic grain size controllers, inhibiting grain size growth, is well known and the mechanism through which they exert such control can be explained and interpreted by Zener and Gladman expressions, that relate the size of precipitate and the fraction of precipitated volume with the size of austenitic grain.
  • a Ti / N ratio generally between 1 and 3 provides good results, especially when Ti begins to precipitate in a solid state, since the average size of the precipitates would be smaller. This characteristic makes Ti an indispensable element in weldable steels.
  • TiN particles do not dissolve at reheating temperatures, although partial dissolution may occur. Therefore, during hot rolling the average size and the precipitated volume remain constant. Due to the anchoring forces that the particles exert on the limits (borders) of austenitic grain, this remains small during all the lamination, and consequently the recrystallization between steps is very fast.
  • the nucleation of the ferrite during the austenite ⁇ ferrite transformation takes place preferably in the grain boundaries and also on the subgrains (or dislocation stacks).
  • a third way has been studied that consists of the intragranular nucleation of the ferrite on precipitates and inclusions.
  • Some authors have studied the intragranular nucleation of acicular ferrite on inclusions of MnS-CuS. Others have studied the intragranular nucleation of idiomorphic ferrite on complex precipitates formed by inclusions and precipitates of type V (C 1 N).
  • a way to fine tune the ferritic grain would be to achieve a notable hardening of the austenite during the hot rolling, thus increasing the density of dislocations, and thus favoring the nucleation of the ferrite on them.
  • the starting element is a structural steel with the following chemical composition:
  • the lamination can be between 1000 and 1050 ° C, since it is impossible to dissolve the TiN precipitates and in addition the initial grain size of the austenite is very small keeping constant during lamination despite the successive recrystallizations between steps. This implies, on the one hand a significant reduction compared to the conventional rolling whereto the reheating temperature is approximately 1200 0 C, even greater, and consequently a considerable reduction in energy is achieved. On the other hand, due to the small initial grain size the grain size is not reduced by the recrystallization between steps, which would considerably increase the productivity.
  • the number of passes of the hot rolling will be reduced without affecting the quality of the final product.
  • the number of passes is reduced even below 50%, two passes in the roughing train and two / three in the finishing train being sufficient. This translates into higher productivity and lower costs.
  • the cooling rate immediately after the last rolling step must be as high as possible, whose limit would be that speed that begins to give bainite by transformation of the austenite. There is an upper limit to said cooling rate, whose value is approximately 20 ° C / s. A higher speed would give bainite, an undesirable microstructural phase. There is a lower limit for this speed, which is worth 12 ° C / s. below which the desired effect is not carried out in satisfactory amount.
  • the overheating temperature may be higher than in the previous case, since the initial roughing is thicker and cools more slowly.
  • Fig. 1 Austenitic grain size at 130O 0 CxIO min of the steels studied.
  • Fig. 3. Average creep tension (MFS) in lamination versus the inverse of the absolute temperature.
  • Fig. 7 Phase transformation diagram in continuous cooling (TTT). Z8 steel.
  • Fig. 8 Ferritic grain size versus the cooling rate. Z8 steel.
  • Table 1 shows the chemical composition of all of them. As can be seen, two steels are microalloyed with different percentages of Ti and the other does not contain Ti, being the reference steel.
  • Thermomechanical lamination treatments were carried out in a sequence of 21 steps, studying the influence of the deformation and the interpass time, which are the most important and most influential variables in the microstructure.
  • the conditions programmed and subsequently tested were the following:
  • the austenitic grain size was measured at the reheating temperature (130O 0 CxIO min), with Z8 steel giving a finer size, on the order of 18 ⁇ m, compared to 25 ⁇ m for Z9 steel and 140 ⁇ m for Z7 steel (without Ti) (Fig. 1).
  • Fig. 2 is an example of simulation showing the stress-strain curves of all passes for the case of Z7 steel with a first step at 1175 0 C, a last step at 700 0 C, a deformation of 0.23, a 2Os interpass time and a deformation rate of 3.63 s "1.
  • Fig. 3 shows the average creep tension reached in each pass versus the inverse of the absolute temperature for Z7 steel with the same parameters as in Ia Fig 2. This last representation allows to calculate the critical temperatures of the steel in the rolling, such as T nr (non-recrystallization temperature of the austenite) and A. r3 These temperatures delimit the recrystallization regions (I), partial recrystallization (II ) and phase transformation
  • MFS undergoes a change in the slope of the regression line.
  • the difference in slope between these two lines is the accumulated tension, ⁇ .
  • Region III is the zone where the austenite ⁇ ferrite phase transformation occurs.
  • the lamination, rather its average size is reduced due to precipitation Induced Ti that remained in solution at the reheating temperature.
  • Z9 steel has given a smaller particle size when it is rolled is due to the fact that at the reheating temperature there was a certain amount of Ti still in solution and which has subsequently precipitated, being known that the particles precipitated by induction of the deformation are always smaller.
  • the final ferritic grain size was measured under the same conditions as the final austenitic grain. That is, simulations identical to the previous ones were carried out, and instead of tempering the specimen, it was cooled by a stream of argon to room temperature, the cooling rate being 3.5 ° C / s.
  • the austenite can be hardened trying to finish the lamination at higher temperatures and close to the austenite transformation temperature ⁇ ferrite A r3 In this sense, simulations were made up to 825 0 C and immediately, without time to recrystallize, that is immediately after of the last pass, the specimens were cooled by a stream of argon achieving a cooling rate during the austenite ⁇ ferrite transformation of 3.5 ° C / s. The measured ferritic grain sizes are shown in Table 4. Now the sizes are much smaller than those obtained from recrystallized austenites.
  • the austenite after lamination was independent of the lamination conditions except for the greater of the interpassed times applied (100 s), which was somewhat higher.
  • a comparison between the three steels showed that Z8 steel gave a finer ferritic grain (approximately 8 ⁇ m), and Z9 steel, despite its higher Ti content, showed the coarser ferritic grain (12 ⁇ m).
  • the most important data for the objectives of the present invention is that the maximum speed that guarantees the formation of a mixed microstructure of ferrite plus perlite (F + P) is approximately 20 ° C / s. Above this speed, the bainite begins to appear, which is not desirable.
  • the simplification of the hot rolling of the structural steels with Ti described in the present invention consists in the reduction of the number of passes, the latter taking place at temperatures close to A r3 and followed by cooling during the austenite ⁇ ferrite transformation to values next to 2 0 CVs.
  • the present invention applies above all to conventional lamination both in the hot strip train (thin sheet) and in the reversible lamination (thick sheet, profiles, etc.)
  • the steel is manufactured with a chemical composition of a structural steel with weldable quality (low carbon content, up to
  • the reheating temperature should be as low as possible to maintain a distribution of precipitates as thin as possible. This temperature could be between 1000 and 1050 ⁇ 0 ° C.
  • the cooling of the thick plate is obviously slower and the reversible train implies that the interpassed times are greater than in the band train. These times are of the order of 25 s and the cooling rate during lamination will depend on the thickness of the sheet. On the other hand, the number of passes would be somewhat greater than in the previous case, although this depends on the initial thickness of the roughing and the desired final thickness. Therefore, the sheet would be laminated under the following conditions:

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Abstract

Simplificación del proceso de laminación en caliente en un tren de laminación de aceros estructurales conteniendo Ti y N y con relación Ti/N comprendida entre 1 y 3, preferentemente próxima a 2. El tamaño de grano austenítico recristalizado se reduce muy poco entre pasadas, ya que se parte de un grano austenítico inicial muy pequeño correspondiente a la temperatura de recalentamiento. La presente invención propone un menor número de pasadas. El afino del grano ferrítico final se obtendría por endurecimiento previo de la austenita, lo que se consigue realizando las últimas pasadas a temperaturas próximas a Ar3, seguido de enfriamiento inmediato tras el paso por el tren de laminación, a una velocidad de enfriamiento próxima a 20ºC/s.

Description

PROCESO SIMPLIFICADO DE LA LAMINACIÓN EN CALIENTE DE UN ACERO ESTRUCTURAL CON TITANIO COMO ELEMENTO MICROALEANTE
D E S C R I P C I Ó N
OBJETO DE LA INVENCIÓN
El objeto de Ia invención se refiere a un proceso simplificado de laminación en caliente de aceros estructurales microaleados con titanio, que implica un ahorro de energía y un aumento de Ia efectividad respecto a los procesos convencionales.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN
Los aceros estructurales conteniendo Ti son aceros de microestructura ferrita+perlita que, además de cumplir las propiedades mecánicas que se les exige, especialmente de resistencia a tracción (superior 500 MPa) y de tenacidad (Temperatura de transición dúctil-frágil (TT) por debajo de -5O0C), son de alta soldabilidad, y esto les hace aptos para su empleo en grandes estructuras de ingeniería que necesariamente deben construirse por soldadura de sus componentes.
Los aceros estructurales (C<0.18%) laminados en caliente con microestructura final de ferrita y perlita son utilizados en multitud de aplicaciones en las que se exige un buen compromiso de resistencia y tenacidad, con temperaturas de transición dúctil-frágil inferiores a -5O0C. Este tipo de aceros puede cubrir muchas aplicaciones en el mercado, especialmente grandes estructuras en las que se requiere Ia soldadura como técnica de unión. Estos aceros son laminados en caliente tanto de forma convencional, es decir en un proceso de laminación controlada, como por laminación directa / compacta. Los aceros microaleados con Ti tienen Ia ventaja de que el tamaño de grano austenítico a Ia temperatura de recalentamiento, previa a Ia laminación, es muy pequeño. Por otra parte, los aceros estructurales deben tener una microestructura ferrítica fina para alcanzar los valores de resistencia y tenacidad señalados. El papel de las partículas TiN o TiC como controladores del tamaño de grano austenítico, inhibiendo el crecimiento del tamaño de grano, es bien conocido y el mecanismo a través del cual ejercen dicho control puede ser explicado e interpretado por las expresiones de Zener y Gladman, que relacionan el tamaño de precipitado y Ia fracción de volumen precipitado con el tamaño de grano austenítico.
La mayor parte de los autores están de acuerdo en que para Ia mayoría de las aplicaciones en las que se exige el control del tamaño de grano austenítico, una relación Ti/N generalmente comprendida entre 1 y 3 proporciona buenos resultados, especialmente cuando el Ti comienza a precipitar en estado sólido, ya que el tamaño medio de los precipitados sería más pequeño. Esta característica hace que el Ti sea un elemento indispensable en los aceros soldables.
En los aceros estructurales/microaleados con Ti, las partículas TiN no se disuelven a las temperaturas de recalentamiento, aunque puede producirse una disolución parcial. Por consiguiente, durante Ia laminación en caliente el tamaño medio y el volumen precipitado permanecen constantes. Debido a las fuerzas de anclaje que las partículas ejercen en los límites (fronteras) de grano austenítico, este permanece pequeño durante toda Ia laminación, y en consecuencia Ia recristalización entre pasos es muy rápida.
La nucleación de Ia ferrita durante Ia transformación austenita→ferrita tiene lugar preferentemente en los límites de grano y también sobre los subgranos (o apilamientos de dislocaciones). Además de los lugares de nucleación heterogénea de Ia ferrita, conocidos como clásicos y señalados anteriormente, en los últimos años se viene estudiando una tercera vía que consiste en Ia nucleación intragranular de Ia ferrita sobre precipitados e inclusiones. Algunos autores han estudiado Ia nucleación intragranular de Ia ferrita acicular sobre inclusiones de MnS-CuS. Otros han estudiado Ia nucleación intragranular de Ia ferrita idiomórfica sobre precipitados complejos formados por inclusiones y precipitados del tipo V(C1N).
A diferencia de los precipitados (partículas) V(C1N) que tienen una baja energía interfacial con respecto a Ia ferrita y relativamente alta con respecto a Ia austenita y por tanto son fuentes de nucleación para Ia ferrita, las partículas TiN no poseen las mismas características. Esta es una de las razones por Ia que muchos aceros conteniendo Ti también llevan V como elemento microaleante.
Por consiguiente, un camino para afinar el grano ferrítico sería alcanzar un notable endurecimiento de Ia austenita durante Ia laminación en caliente, aumentando así Ia densidad de dislocaciones, y favoreciendo de este modo Ia nucleación de Ia ferrita sobre las mismas.
DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN
Los objetivos expresados anteriormente se logran por medio de un proceso de laminación en caliente de aceros estructurales microaleados con titanio y nitrógeno, según se describe a continuación:
a) Para el caso de laminación en un tren de bandas en caliente
1. El elemento de partida es un acero estructural con Ia siguiente composición química:
C ≤ 0.18%; Mn = 1.3% - 1.6%; Si = 0.2% - 0.3%; Al < 0.010%; Ti/N = 1 - 3
2. La temperatura de recalentamiento en los hornos, antes del comienzo de
Ia laminación puede ser de entre 1000 y 1050° C, ya que es imposible disolver los precipitados TiN y además el tamaño de grano inicial de Ia austenita es muy pequeño manteniéndose constante durante Ia laminación a pesar de las sucesivas recristalizaciones entre pasos. Esto supone, por una parte una fuerte reducción en comparación con Ia laminación convencional en Ia que Ia temperatura de recalentamiento es de aproximadamente 12000C, incluso mayor, y en consecuencia se consigue una reducción considerable del gasto energético. Por otra parte, debido al tamaño de grano inicial pequeño el tamaño de grano no se reduce por Ia recristalización entre pasos, Io que aumentaría considerablemente Ia productividad.
El número de pasadas de Ia laminación en caliente será reducido sin menoscabo de Ia calidad del producto final. En el caso de chapa delgada (banda) laminada, el número de pasadas se reduce incluso hasta por debajo del 50 %, pudiendo ser suficientes dos pasadas en el tren desbastador y dos/tres en el tren acabador. Esto se traduce en mayor productividad y menores costes.
4. Las últimas pasadas deben realizarse a temperaturas próximas pero superiores a Ia temperatura de comienzo de Ia transformación austenita→ferrita, conocida como Ar3.
5. La velocidad de enfriamiento inmediatamente posterior al último paso de laminación debe ser Io más alta posible, cuyo límite sería aquella velocidad que comience a dar bainita por transformación de Ia austenita. Existe un límite superior a dicha velocidad de enfriamiento, cuyo valor es aproximadamente 20°C/s. Una velocidad superior daría bainita, fase microestructural no deseada. Existe un límite inferior para dicha velocidad, que vale 12° C/s. por debajo del cual el efecto deseado no se lleva a cabo en cuantía satisfactoria.
b) Para el caso de laminación en un tren reversible (chapa gruesa) 1. La composición del acero de partida coincide con Ia del apartado a).
2. Temperatura de recalentamiento del orden de 100O0C. En este caso Ia temperatura de recalentamiento puede ser mayor que en el caso anterior, ya que el desbaste de partida es más grueso y se enfría más lentamente.
3. Ejecutar Ia laminación definiendo el número de pasadas necesario para alcanzar el espesor de chapa deseado con Ia única restricción de Ia capacidad de las máquinas empleadas. De este modo, el proceso es efectivo incluso con grandes deformaciones entre pasadas, pudiéndose llegar a un número de pasadas que sea el mínimo posible en función de las características del material y de los medios disponibles.
4. Las últimas pasadas deben efectuarse a temperaturas superiores y próximas a Ar3.
5. Enfriamiento acelerado al final del paso por el tren de laminación, inmediatamente después de Ia última pasada, a una velocidad próxima a 20°C/s.
DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS
Para complementar Ia descripción que se está realizando y con objeto de ayudar a una mejor comprensión de las características de Ia invención, de acuerdo con un ejemplo preferente de realización práctica de Ia misma, se acompaña como parte integrante de dicha descripción, un juego de dibujos en donde con carácter ilustrativo y no limitativo, se ha representado Io siguiente:
Fig. 1. Tamaño de grano austenítico a 130O0CxIO min de los aceros estudiados.
Fig. 2. Simulación de laminación en caliente. Fig. 3. Tensión media de fluencia (MFS)en laminación frente a Ia inversa de Ia temperatura absoluta.
Fig. 4. Micrografía hecha por extracción de replica de carbono. Acero Z9, deformación ε = 0.20; tiempo interpaso Δt = 20 s enfriado desde 8250C.
Fig. 5. Tamaño de grano austenítico frente a Ia inversa de Ia temperatura absoluta y frente a Ia temperatura en 0C.
Fig. 6. Tamaño de grano ferrítico (Da) frente al tamaño de grano austenítico (Dγ).
Fig. 7. Diagrama de transformación de fase en enfriamiento continuo (TTT). Acero Z8.
Fig. 8. Tamaño de grano ferrítico frente a Ia velocidad de enfriamiento. Acero Z8.
Fig. 9. Curva de solubilidad para las partículas TiN a 1500 10C.
REALIZACIÓN PREFERENTE DE LA INVENCIÓN
Composición química de los aceros estudiados
Se estudiaron 3 aceros estructurales con contenidos diferentes de Ti y N.
La Tabla 1 muestra Ia composición química de todos ellos. Como puede apreciarse, dos aceros son microaleados con porcentajes diferentes de Ti y el otro no contiene Ti, siendo el acero de referencia.
Tabla 1. Composición química de los aceros empleados (% peso) Acero C Mn A Ti N Ti/N
Z7 0. 10 1.15 0. 042 0 0 0084 0
Z8 0. 11 1.20 0. 039 0. 017 0 0084 2.02
Z9 0. 11 1.04 0. 045 0. 031 0 0073 4.24
Simulación de Ia laminación en caliente
Se realizaron tratamientos termomecánicos de laminación en una secuencia de 21 pasos, estudiando Ia influencia de Ia deformación y del tiempo interpaso, que son las variables más importantes y más influyentes en Ia microestructura. Las condiciones programadas y posteriormente ensayadas fueron las siguientes:
Temperatura de austenización o recalentamiento: 1300°Cx10min
Deformación real aplicada en cada paso: 0.20; 0.35.
Temperatura del primer paso: 11750C
Temperatura del último paso: 6750C
Número de pasos en casa simulación: 21
Decremento de temperatura entre pasos: 250C
Tiempos interpasos ensayados: 20, 30, 60, 100 s
Se midió el tamaño de grano austenítico a Ia temperatura de recalentamiento (130O0CxIO min), siendo el acero Z8 el que dio un tamaño más fino, del orden de 18 μm, frente a 25 μm para el acero Z9 y 140 μm para el acero Z7 (sin Ti) (Fig. 1 ).
Todas las simulaciones se realizaron por torsión y se determinaron las curvas tensión-deformación calculadas a partir de las curvas Par de torsión-No, de giros. Estos cálculos se realizan a través de Ia ecuaciones de conversión obtenidas aplicando el Criterio de Plasticidad de Von Mises. A partir de las curvas anteriores, se calculó Ia tensión media de fluencia en cada paso (MFS=Mean Flow Stress) por integración numérica de cada curva tensión-deformación y división por el valor de Ia deformación. (0.20 ó 0.35).
La Fig. 2 es un ejemplo de simulación donde se muestran las curvas tensión-deformación de todas las pasadas para el caso del acero Z7 con un primer paso a 11750C, un último paso a 7000C, una deformación de 0.23, un tiempo interpaso de 2Os y una velocidad de deformación de 3.63 s"1. La Fig. 3 muestra Ia tensión media de fluencia alcanzada en cada pasada frente a Ia inversa de Ia temperatura absoluta para el caso del acero Z7 con los mismos parámetros que en Ia Fig 2. Esta última representación permite calcular las temperaturas críticas del acero en Ia laminación, tales como Tnr (temperatura de no-recristalización de Ia austenita) y Ar3. Estas temperaturas delimitan las regiones de recristalización (I), recristalización parcial (II) y de transformación de fase
Como puede observarse, MFS sufre un cambio en Ia pendiente de Ia línea de regresión. La diferencia de pendiente entre estas dos rectas es Ia tensión acumulada, Δσ. La región III es Ia zona donde ocurre Ia transformación de fase austenita → ferrita.
Este tipo de gráficas arroja una amplia información que permite conocer con exactitud Ia evolución termomecánica del acero y Ia evolución microestructural de Ia austenita. En este sentido, se determinaron los siguientes parámetros que caracterizan Ia laminación:
-Valor de Ia temperatura de no-recristalización en cada simulación (Tnr).
-Valor de Ia temperatura de comienzo de Ia transformación austenita→ferrita (Ar3) en cada simulación.
-Cálculo de Ia tensión acumulada en Ia austenita durante Ia laminación. Este parámetro es el principal responsable del afino de grano ferrítico alcanzado.
Los valores determinados se muestran en Ia Tabla 2, observándose que en estos aceros es muy difícil obtener un valor de Ia tensión acumulada (Δσ) que pueda endurecer suficientemente Ia austenita. En muchos casos el valor de Δσ fue nulo, o Io que es Io mismo, Ia recristalización entre pasadas es completa hasta Ia temperatura de transformación Ar3, no apareciendo por tanto Ia temperatura Tnr. En otras palabras, las partículas TiN, si bien son capaces de controlar el crecimiento de grano austenítico, no son capaces de inhibir Ia recristalización entre pasadas, antes bien parecen que actúan como lugares de nucleación para los nuevos granos recristalizados.
Tabla 2. Valores de Tnr, Ar3 y Δσ en Ia simulación de Ia laminación en caliente.
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Tamaño de las partículas TiN
Por medio de Ia Microscopía Electrónica de Transmisión (TEM), se determinó Ia evolución de los precipitados (engrosamiento) durante Ia laminación para los dos aceros con Ti: diagramas de distribución de tamaños y tamaño medio. Esto ha permitido averiguar que los precipitados TiN no coalescen durante
Ia laminación, más bien su tamaño medio se reduce debido a Ia precipitación inducida del Ti que quedaba en solución a Ia temperatura de recalentamiento.
Con objeto de conocer Ia evolución del tamaño de las partículas durante Ia laminación, se realizaron análisis sobre muestras calentadas a Ia temperatura de recalentamiento (13000C) y sobre muestras laminadas hasta 8250C de los aceros Z8 y Z9, respectivamente. El tamaño medio de las partículas TiN más finas (<100 nm) obtenido sobre una población de más de 100 partículas, se muestra en Ia Tabla 3. El tamaño más pequeño corresponde al acero Z8 y su tamaño no varía a Io largo de Ia laminación, es decir no se produce coalescencia de precipitados. Recuérdese que al acero Z8 Ie corresponde una relación Ti/N igual a 2. El hecho de que el acero Z9 haya dado un tamaño más pequeño de partícula cuando es laminado se debe a que a Ia temperatura de recalentamiento había una cierta cantidad de Ti todavía en solución y que ha precipitado posteriormente, siendo conocido que las partículas precipitadas por inducción de Ia deformación son siempre más pequeñas.
Tabla 3. Tamaño medio de las partículas TiN a Ia temperatura de recalentamiento (13000C) y simulación de laminación hasta 8250C seguido de enfriamiento.
Figure imgf000011_0001
La Fig. 4 muestra una micrografía por extracción de replica de carbono del acero Z9 con una deformación, ε = 0,20; un tiempo interpaso Δt = 20 s y enfriada desde 8250C.
Evolución del tamaño de grano austenítico durante Ia laminación Se realizaron simulaciones para medir el tamaño de grano austenítico (Dγ) durante Ia laminación, siendo Ia última pasada a 115O0C, 10750C y 95O0C, respectivamente. Un enfriamiento posterior hasta una temperatura de 250C inferior, que correspondería a Ia temperatura de Ia siguiente pasada, para que Ia austenita recristalice, y finalmente temple en agua. El tamaño de grano austenítico recristalizado frente a Ia temperatura se muestra en Ia Fig. 5, correspondiente al acero Z8, donde también se ha representado el tamaño a Ia temperatura de recalentamiento de 13000C.
Los resultados muestran que Dγ apenas varía desde Ia temperatura de recalentamiento hasta Ia temperatura final de laminación de 9250C, observándose que en un amplio intervalo de 2000C el valor de Dγ apenas ha descendido 5 μm.
Relación entre tamaño de grano austenítico y ferrítico final
El tamaño de grano ferrítico final se midió en las mismas condiciones que el grano austenítico final. Es decir, se realizaron simulaciones idénticas a las anteriores, y en lugar de templar Ia probeta se enfrió por una corriente de argón hasta Ia temperatura ambiente, siendo Ia velocidad de enfriamiento 3.5°C/s.
En Ia Fig. 6 se muestra el tamaño de grano ferrítico (Da) frente al tamaño de grano austenítico (Dγ) para el acero Z8, observándose Ia dependencia del primero sobre el segundo. Dado que Dγ varía muy poco con Ia temperatura final de laminación, Ia variación de Da también es pequeña.
Por consiguiente, los resultados muestran con claridad que el grano ferrítico en los aceros estructurales con Ti no se puede afinar a través de las sucesivas recristalizaciones entre pasadas de Ia laminación debido a que el tamaño de grano austenítico recristalizado permanece prácticamente constante. Afino de grano ferrítico
De acuerdo con los datos anteriores, para afinar el grano ferrítico en estos aceros es necesario recurrir a las otras dos variables que afecta al tamaño de grano, a saber:
1 ) Endurecimiento de Ia austenita al final de Ia laminación y antes de Ia transformación austenita→ferrita.
2) Aumentar Ia velocidad de enfriamiento después de Ia laminación y durante Ia transformación austenita→ferrita.
1 ) La austenita puede ser endurecida tratando de acabar Ia laminación a temperaturas superiores y próximas a Ia temperatura de transformación austenita →ferrita Ar3 En este sentido, se realizaron simulaciones hasta 8250C e inmediatamente, sin tiempo para recristalizar, es decir inmediatamente después de Ia última pasada, las probetas fueron enfriadas por una corriente de argón consiguiendo una velocidad de enfriamiento durante Ia transformación austenita →ferrita de 3.5°C/s. Los tamaños de grano ferríticos medidos se muestran en Ia Tabla 4. Ahora los tamaños son mucho más pequeños que los obtenidos desde austenitas recristalizadas.
Por otra parte, el tamaño de grano ferrítico obtenido por transformación de
Ia austenita después de Ia laminación fue independiente de las condiciones de laminación excepto para el mayor de los tiempos interpasos aplicados (100 s), que fue algo mayor. Una comparación entre los tres aceros, mostró que el acero Z8 daba un grano ferrítico más fino (aproximadamente 8 μm), y el acero Z9, a pesar de su mayor contenido de Ti, mostró el grano ferrítico más basto (12 μm).
Tabla 4. Tamaño del grano ferrítico en el acero Z8 después de Ia laminación y enfriamiento desde 825° 3(C.
Figure imgf000013_0001
Figure imgf000014_0001
2) El otro camino para afinar el grano ferrítico en estos aceros sería actuar sobre Ia velocidad de enfriamiento después de Ia laminación y durante Ia transformación austenita → ferrita. Para averiguar las velocidades de enfriamiento que garantizan Ia formación de una microestructura ferrita+perlita se determinó el diagrama de transformación en enfriamiento continuo (Continuous Cooling Transformation = CCT), conocido en español como diagrama Temperatura- Tiempo-Transformación (TTT).
La Fig. 7 muestra el diagrama TTT para el acero Z8 donde pueden observarse las fases y sus regiones de transformación, para velocidades de enfriamiento V¡, expresadas en °C/s, (i=1 , 2, ..., 11 ) iguales a (0.1 , 0.2, 0.5, 1 , 2, 5, 10, 20, 50, 100 y 500) respectivamente. El dato más importante para los objetivos de Ia presente invención es que Ia velocidad máxima que garantiza Ia formación de una microestructura mixta de ferrita más perlita (F+P) es de aproximadamente 20°C/s. Por encima de esta velocidad, comienza a aparecer Ia bainita, que no es deseable.
Se midieron los tamaños de grano ferritico obtenidos a las diferentes velocidades de enfriamiento ensayadas y se comprobó que Ia velocidad de enfriamiento ejerce una fuerte influencia sobre el tamaño final del grano ferrítico (Fig. 8). De una velocidad de enfriamiento de 3.5 °C/s a una velocidad de 20 °C/s se consigue una reducción del tamaño de grano ferrítico desde 11 μm hasta 7 μm, Io que representa un afino de grano del 36%.
Por consiguiente, teniendo en cuenta las dos "variables" que inciden en el afino de grano ferrítico, se pueden obtener microestructuras finas y por tanto con buenas propiedades mecánicas.
EJEMPLO DE LA REALIZACIÓN DE LA INVENCIÓN
La simplificación de Ia laminación en caliente de los aceros estructurales con Ti descrita en Ia presente invención consiste en Ia reducción del número de pasadas, teniendo lugar las últimas a temperaturas próximas a Ar3 y seguido de un enfriamiento durante Ia transformación austenita→ferrita hasta valores próximos a 2O0CVs.
La presente invención se aplica sobre todo a Ia laminación convencional tanto en el tren de bandas en caliente (chapa delgada) como en Ia laminación reversible (chapa gruesa, perfiles, etc.)
La aplicación de Ia invención se lleva a cabo del siguiente modo:
Laminación convencional:
1. El acero es fabricado con una composición química propia de un acero estructural con calidad de soldable (bajo contenido de carbono, hasta un
0.18 %), con bajos contenidos de Al y una relación Ti/N próxima a 2. Es conveniente que los contenidos de Ti y N sean adecuados para que Ia precipitación de las partículas TiN tengan lugar en el estado sólido del acero, es decir en fase austenítica, como se muestra en Ia Fig. 9, que representa el área de composiciones limitada por Ia curva de solubilidad de
15000C. Ejemplo: C≤O.18%; Mn=1.3%-1.6%; Si=0.2%-0.3%; AKO.010%; Ti/N=2
2. La temperatura de recalentamiento debe ser Io más baja posible para mantener una distribución de precipitados Io más fina posible. Dicha temperatura podría ser entre 1000 y 1050 ^0°C.
3. Laminación en caliente en el tren de bandas (chapa delgada):
1. Menor número de pasadas en el tren desbastador: De las cinco pasadas que normalmente se realizan, dos serían suficientes, a temperaturas más bajas que las convencionales. Esto es debido, como ha sido apuntado anteriormente, a que el tamaño de grano austenítico inicial es muy pequeño y durante Ia laminación se reduce muy poco. La temperatura del primer paso podría estar comprendida entre 1000 y 95O0C y Ia segunda, dependiendo del espesor de Ia chapa y Ia distancia entre cajas, podría ser de aproximadamente 9250C.
2. Paso por el tren acabador, con menor número de pasadas que en los métodos convencionales: dos o tres pasadas serían suficientes, a temperaturas próximas pero superiores, a Ar3. En este sentido, Ia temperatura de Ia primera pasada está condicionada a que Ia temperatura de Ia última pasada sea superior y próxima a Ar3. En este sentido, teniendo en cuenta que los tiempos interpasos en el tren acabador son muy pequeños, del orden de 4 s, el enfriamiento entre pasadas es casi nulo y Ia temperatura de Ia primera pasada sería aproximadamente entre 25 y 4O0C superior a Ar3.
3. Enfriamiento final de Ia "banda" a velocidades comprendidas entre 12 y 20° C/s, preferentemente próximas a 20°C/s. El enfriamiento acelerado debe comenzar inmediatamente a Ia salida del tren acabador para evitar cualquier inicio de Ia recristalización estática de Ia austenita. 4. Laminación en caliente en el tren reversible (chapa gruesa):
El enfriamiento de Ia chapa gruesa es obviamente más lento y el tren reversible implica que los tiempos interpasos son mayores que en el tren de bandas. Estos tiempos son del orden de 25 s y Ia velocidad de enfriamiento durante Ia laminación dependerá del espesor de Ia chapa. Por otra parte, el número de pasadas sería algo mayor que en el caso anterior, aunque esto depende del espesor inicial del desbaste y el espesor final deseado. Por tanto, Ia chapa sería laminada en las siguientes condiciones:
1. Temperatura de recalentamiento del orden de 10000C.
2. Reducción del número de pasadas, el menor número posible para alcanzar el espesor de chapa deseado.
3. Las últimas pasadas deben efectuarse a temperaturas próximas a Ar3.
4. Enfriamiento acelerado al final de Ia laminación, inmediatamente después de Ia última pasada, a una velocidad de entre 12 y 20° C/s, preferentemente próxima de 20°C/s.
Los resultados que se obtendrían son:
- Tamaño de grano ferrítico ≤ 5μm
- Resistencia a Ia tracción > 500MPa
- Temp. Transición dúctil-frágil ≤ -5O0C

Claims

R E I V I N D I C A C I O N E S
1.- Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural de partida con titanio como elemento microaleante, donde el acero estructural de 5 partida contiene también N, con una proporción Ti/N comprendida entre 1 y 3, caracterizado porque comprende las siguientes etapas:
- calentamiento del acero estructural de partida hasta una temperatura de recalentamiento;
- ejecución de un número de pasadas en el tren de laminación suficiente O para llevar el acero estructural al espesor deseado;
- realización de al menos Ia última pasada a una temperatura próxima y superior a Ia temperatura de inicio de transformación austenita -> ferrita (Ar3);
- enfriamiento inmediato tras el paso por el tren de laminación a una velocidad de enfriamiento comprendida entre 12 y 2O0CVs. 5
2.- Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural de partida con titanio como elemento microaleante de acuerdo con Ia reivindicación 1 , caracterizado porque el acero estructural de partida presenta Ia siguiente composición: 0 C ≤ 0.18%; Mn = 1.3% - 1.6%; Si = 0.2% - 0.3%; Al < 0.010%;
Ti/N = 1 - 3
3.- Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural de partida con titanio como elemento microaleante de acuerdo con Ia reivindicación 5 2, caracterizado porque el acero estructural de partida presenta una relación Ti/N próxima a 2.
4.- Proceso simplificado de laminación en caliente de un acero estructural de partida con titanio como elemento microaleante de acuerdo con Ia reivindicación 0 1 , caracterizado porque Ia temperatura de recalentamiento está comprendida entre 1000 y 1050°
5.- Acero estructural obtenido por medio del proceso según las reivindicaciones 1 a 4, caracterizado porque presenta una resistencia a tracción superior a 500 MPa y una temperatura de transición dúctil -> frágil inferior a -5O0C.
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Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09302439A (ja) * 1996-05-10 1997-11-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接性の優れた建築用耐火鋼とその製造方法
KR20040059581A (ko) * 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 결정입 세립화에 의한 고강도강 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09302439A (ja) * 1996-05-10 1997-11-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接性の優れた建築用耐火鋼とその製造方法
KR20040059581A (ko) * 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 결정입 세립화에 의한 고강도강 제조방법

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
VEGA, M.I. ET AL.: "Influence of TiN Particle Precipitation State on Static Recrystallisation in Structural Steels", ISIJ INTERNATIONAL., vol. 45, no. 12, 2005, pages 1878 - 1886 *
VEGA, M.I. ET AL.: "Recrystallisation driving forces against pinning forces in hot rolling of Ti-microalloyed steels", MATERIALS SCIENCE& ENGINEERING A., vol. 423, 2006, pages 253 - 261, XP025098633, DOI: doi:10.1016/j.msea.2006.02.037 *

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