WO2012146812A1 - ACERO BAINÍTICO 38MnV6, PROCEDIMIENTO DE OBTENCIÓN Y USO - Google Patents

ACERO BAINÍTICO 38MnV6, PROCEDIMIENTO DE OBTENCIÓN Y USO Download PDF

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WO2012146812A1
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bainite
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Lucía RANCEL GIL
Manuel GÓMEZ HERRERO
Íñigo RUIZ BUSTINZA
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Consejo Superior De Investigaciones Científicas (Csic)
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    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention pertains to the field of building materials and component manufacturing in industries such as the automobile, in particular to obtaining new steels.
  • Bainite is a microstructure composed of thin and elongated plates of ferrite and cementite particles.
  • bainite There are several kinds of bainite, but the most important would be the "upper bainite”, the “lower bainite” and the “acicular ferrite” or “intragranular bainite” ⁇ H.K.D.H. Bhadeshia, Ba ⁇ n ⁇ te in Steels, Inst. Of Materials, London, (1992), 245-292.). All three types of bainite offer similar resistance values, but different toughness values. Acicular ferrite requires special conditions for obtaining it, so the problem in steels with high resistance is limited to the formation of the upper and lower bainite, respectively.
  • the lower bainite shows better toughness than the upper bainite because the bainitic package has a smaller size than in the upper bainite and especially because the cementite particles also precipitate inside the ferritic plates and are therefore thinner and more dispersed than in The top bainite.
  • the lower bainite is obtained by subjecting the sample (piece) to an austenization treatment followed by an isothermal treatment at temperatures below B s - starting temperature of the bainitic transformation and above M s - starting temperature of the martensitic transformation.
  • the smaller size of the carbides in the lower bainite is due to the fact that residual austenite is poorer in carbon and therefore less stable. Consequently, retained (untransformed) austenite will be lower in the lower bainite than in the upper one.
  • the upper bainite is normally obtained by transformation in continuous cooling from the austenization temperature at speeds that prevent martensitic transformation and perlify it, respectively, and the lower bainite, as mentioned above, by isothermal transformation.
  • the percentage of carbon is crucial to obtain one or another microstructure. In steels with carbon contents between 0.32% and 0.40%, both types of bainite can be obtained. Below 0.32% it is not possible to obtain lower bainite and above 0.40% it is not possible to obtain upper bainite.
  • Empirical expressions are known that predict with good approximation the temperatures B s and M s depending on the chemical composition and this helps to design the isothermal treatments ⁇ W. Steven AJ Haynes, The Temperature of Format of Martensite and Bainite in Low Alloy Steelss, Journal of Iron and Steel Institute, 183 (1956) 349-359.).
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Fully bainitic steels of high resistance are those of type 35MnV7 and 42MnV7, the first of a resistance of approximately 10OOOMPa and the second of 1200MPa, with tenacity is relatively low between 20 and 25 J. These steels have a V content of 0.12 %, C between 0.34 and 0.38% and Mn around 1.8%.
  • V-type precipitates C, N
  • C, N V-type precipitates
  • the role of V in steels is to form V-type precipitates (C, N), which harden the microstructure by increasing resistance and elastic limit through a double effect, on the one hand refining the microstructure and on the other hand hindering movement of dislocations ⁇ S. Zajac, T. S ⁇ weck ⁇ , WB Hutch ⁇ nson, R. Lagnebord, Strengthen ⁇ ng Mechan! sms in V-Microalloyed Steels Entended for long Products, ISIJ International 38 (1998) 1130-1139; R. Lagnebord, T. S ⁇ weck ⁇ , S. Zajack, B. Hutch ⁇ nson, The Role of V ⁇ n M ⁇ croalloyed Steels, The Scand ⁇ nav ⁇ an Journal of Metallurgy, 28 (1999) 186-241).
  • the limits between the ferrite sheets of the same package are low-angle limits, which are obstacles to the movement of dislocations but not to the propagation of the crack.
  • the boundaries between bainitic packages are high angle, preventing the spread of the crack.
  • the hardening mechanisms that are operative in the bainite are well known: Small size of the bainitic package, small thickness of the ferritic sheets, high density of dislocations and number of carbide particles (Fe 3 C). ⁇ FB P ⁇ cker ⁇ ng, Phys ⁇ cal Metallurgy and the Des ⁇ gn of Steels, Science Publ ⁇ shers Ltd, London (1978) 66-78).
  • microalloying elements such as Nb, Ti, V increase the elastic limit and resistance due to the precipitating nanometric particles, both induced by deformation (lamination, forging) or during heat treatment ⁇ L. Rancel, M. Gómez, S.F. Medina, Influence of microalloying elements (Nb, V, Ti) on Yield Strength in Bainitic Steels, Steel Research Int., 79 (2008) 947-953; R.W.K. Honeycombe, H.K.D.H. Bhadeshia, Steels Microstructure and Properties, Metallurgy and Materials Science Series, Ed. Edgard Arnold 1995; T, Gladman, The Phys ⁇ cal Metallurgy of M ⁇ croalloyed Steels, Ed. T.N. Baker, The Institute of Materials, London 1997).
  • Cementite particles are fragile and tend to break as a result of the stacking of dislocations when the piece is subjected to tension. If the particles are fine, as in the lower bainite, the crack is more small and not easily transmitted to the ferritic sheets ⁇ HKDH Bhadeshia, Worked Examples in the Geometry of Crystals, 2nd Edition, Institute of Materials, London, 2001).
  • the toughness is especially related to the size of the grain, the composition of the steel and the second phase particles, in the bainitic steels the toughness is controlled by the size of the bainitic package or even better with the unit of crack path (UPC) measured with the EBSD technique.
  • the size of the UPC is smaller than that of the bainitic package since it is measured with a disorientation angle of less than 15 ° (P. Brozzo et al., Microstructure and Cleavage Res ⁇ stance of Low Coal Bainitic Steels, Metal Science, 11 (1977) 123- 129).
  • Other studies also determine that the cleavage fracture, related to toughness, is controlled as mentioned above, by carbides and that its size and distribution are very important ⁇ K. Wallin, T. Saario, K. Torronen, Statistical Model for Carbides Induced Brittle Fracture in Steel, Metals Science, 16 (1984): 13-16).
  • a steel that is on the market with the same denomination is a steel from the Saarstahl company - also called steel
  • Saarstahl's steel has a bit more carbon (0.38-0.42) and should actually be called 40CMnV6, since the first number should indicate the average carbon (0.40%) multiplied by 100.
  • the Si of the steel Saarstahl is much higher (0.60-0.80%) so that it is a different steel with different microstructures and applications.
  • the Mn content of Saarstahl steel is somewhat lower (1.20-1.40%) and although the difference is not noticeable, said difference together with the different Si content makes the steel object of the present invention a remarkably different steel.
  • Another difference is that the Al content according to the present invention must be less than 0.010% and the Saarstahl steel appears to be of a fixed amount (0.005%).
  • the content of N is very important, as occurs in all steels with micro-alloys (V, Ti, etc.) and its upper limit is approximately 0.0200%.
  • Saarstahl steel does not establish any amount and this is very dangerous, since on the one hand a minimum amount (0.0150%) is needed to achieve a significant precipitated volume of VN particles and on the other hand it is necessary to establish a limit higher (0.0200%) so that pores or micropores are not produced in its manufacture that could lead to possible cracks in the metal matrix.
  • the application of Saarstahl steel for springs and dampers means that the heat treatment applied to the parts is different being tempered (martensitic microstructure), and tempered after 400-450 ° C.
  • the steel has bainitic microstructure and a hardness between 26-32 HRC, and this makes the tenacity far superior allowing its application in the manufacture of components, especially for the automotive industry such as crankshafts, connecting rods, steering rods, etc.
  • the present invention with the new 38MnV6 steel therefore solves the problems of the mentioned steels, especially 35MnV7 or 42MnV7, from which it fundamentally differs in three aspects:
  • the new steel is a high-strength steel with tenacity greater than 25 J, which corresponds to current steels, such as 35CrMo4 steel with reverted martensitic microstructure and 35MnV7 and 42MnV7 steels with bainitic microstructure,
  • the percentage of C equal to 0.38% allows to obtain during the isothermal treatment a microstructure of lower bainite, which as seen in the "prior art” will have better toughness than the upper bainite.
  • the present invention aims at a bainitic steel characterized in that it comprises: carbon: 0.38 + 0.03, manganese: 1.50+ 0.05 and vanadium: 0.11 +0.02, the amounts being expressed as% by weight with respect to the total weight.
  • the bainitic steel of the invention must have an Al content of less than 0.010% by weight.
  • a further particular embodiment is a bainitic steel comprising: carbon: 0.38 + 0.03, manganese: 1.50 + 0.05, vanadium: 0.11 +0.02, silicon: 0.25 + 0.05, phosphorus: less than 0.010, sulfur ⁇ 0.025, aluminum ⁇ 0.010 and nitrogen: 0.0150- 0.0200, the amounts being expressed as% by weight with respect to the total weight.
  • a particular preferred embodiment is a bainitic steel comprising: carbon: 0.38, manganese: 1.50, vanadium: 0.11, silicon: 0.25 + 0.05, phosphorus: less than 0.010, sulfur ⁇ 0.025, aluminum ⁇ 0.010 nitrogen: 0.0150-0.0200, the amounts being expressed as% by weight with respect to the total weight.
  • the present invention also relates to a
  • step a manufacture of the piece from the semiproduct of step a), and which comprises carrying out at least one isothermal treatment.
  • the steel is manufactured in the form of a semiproduct, preferably in the form of bars, laminated and without heat treatment, with microstructure of upper bainite acquired during the cooling of the semiproduct after rolling, cooling that occurs in the air.
  • step b) comprises: cooling to room temperature and starting the following isothermal treatments: heating at a temperature between 800 ° C and 850 ° C, preferably between 815 ° C and 825 ° C, and more preferably 820 ° C, rapid cooling to a temperature between 350 ° C and 370 ° C, preferably between 355 ° C and 365 ° C, and more preferably 360 ° C and maintenance at this temperature to obtain the bainitic transformation, followed by cooling to air.
  • This cooling limit temperature has been set to be close to and greater than Ms (martensitic transformation temperature) that allows a complete transformation of austenite into bainite without any presence of martensite.
  • the time during which the piece is maintained at the austenization temperature will depend on the size of the piece, and the objective is that the piece is at that temperature the minimum time for the set temperature to be the same at all points of the piece , that is to say that it is uniform, and the austenitic grain does not grow. This time is approximately 30 min.
  • the treatment is at 820 ° C and lasts 30 minutes for every 2.5 cm thickness of the piece.
  • step b) comprises: rapidly cooling the piece to a temperature between 350 ° C and 370 ° C, preferably between 355 ° C and 365 ° C, and more preferably 360 ° C, and maintenance at this temperature to obtain the bainitic transformation for a time of at least 60 minutes, preferably at least 90 minutes, but always depending on the thickness of the piece, followed by air cooling.
  • the process of the invention may further comprise a tempering step.
  • tempering in these steels with bainitic microstructure, the temperature does not exert a great effect as would occur in martensitic steels. However, it has been found that the temperature cannot be higher than 600 ° C, that it has been set as preferred, and may be lower, up to the minimum temperature of 500 ° C. That is, the tempering temperature must be between 500 and 600 ° C. Under no circumstances should it exceed 600 ° C, since there is an atypical increase in hardness with the consequent drop in toughness, in addition to spoiling the previous heat treatment due to the modification of carbides.
  • the process of the present invention comprises the following heat treatment:
  • Austenization temperature between 800 ° C and 850 ° C, preferably between 815 ° C and 825 ° C and more preferably 820 ° C, for a time that will depend on the size of the piece, so that the piece is at that temperature the minimum time for the set temperature to be the same at all points of the piece, that is to say uniform, and the grain Austenitic does not grow. This time is approximately 30 min. for every 2.5 cm thick. Heating can be done both in an oven and in a high temperature salt bath, type Thermisol 800.
  • Bainitic transformation temperature The piece or sample is rapidly cooled from the austenization temperature to the bainitic transformation temperature, which has been set at a temperature between 350 ° C and 370 ° C, preferably between 355 ° C and 365 ° C , and more preferably at 360 ° C, and maintained at said temperature for the time necessary to obtain a complete (100%) transformation of the austenite into bainite.
  • the maintenance time is indicative and will depend largely on the size of the part and the cooling system.
  • the treatment times at this temperature must be long to achieve total transformation, since being at a low temperature (360 ° C) the transformation is slow, but it must be complete.
  • the time may be somewhat greater than 90 minutes, for example between 90 and 110 minutes, preferably between 90 and 100 minutes, but always depending on the thickness of the piece.
  • the proposed time has been determined using a Thermisol RV275 salt bath as a cooling medium. "Wind" techniques and maintenance furnaces are used in the industry.
  • the temperature of bainitic transformation has been determined as slightly higher than the temperature of martensitic transformation (M s ) and much lower than that of the beginning of bainitic transformation ⁇ B «.
  • the microstructure is of very fine lower bainite, since the starting austenitic grain before the transformation is very thin because the austenization temperature was remarkably low, of approximately 820 ° C, at which obviously corresponds to an austenitic grain size of small size as will be seen in the next section.
  • Ductile-fragile transition temperature -29 ° C (no tempering)
  • Ductile-fragile transition temperature -41 ° C (with tempering at 600 ° C)
  • the criterion of 20 J has been chosen, which is universally accepted for high strength steels.
  • the criterion of the inflection point of the "Impact Energy" curve versus temperature is not appropriate for high strength steels, as it usually does not appear well defined.
  • the strength and elastic limit of the new 38MnV6 steel is of the same order as the conventional 35MnV7 and 35CrMo4 steels, but the toughness is almost double. This advantage over its competitors makes it an appropriate material in the manufacture of automotive components.
  • Another object of the invention is the use of the steel defined above in the manufacture of components for the industry in general, and preferably in the manufacture of auto parts.
  • the most preferred use is the manufacture of automotive parts by stamping (forging) from the semiproduct or bar.
  • the bar that is the starting steel for the manufacture of parts should only have the chemical composition indicated, being only a semiproduct from which the desired parts are manufactured by stamping and subsequent heat treatment.
  • the heat treatments are applied to the already manufactured part, specifically automotive parts, manufactured by stamping.
  • the new 38MnV6 steel is useful for component manufacturing, especially in the automotive industry, and in particular, crankshafts, connecting rods, steering rods, etc. manufactured with this steel will show better mechanical properties than its current competitors, among which it is worth mentioning the tempered 35CrMo4 steel (martensitic microstructure) and tempering and the 35MnV7 with bainitic microstructure, respectively.
  • the isothermal treatments described herein must be followed, taking into account that now the initial stage is the same stamping or forging of the pieces, before the isothermal treatments. Therefore, the manufacture of the pieces (crankshafts, connecting rods, etc.) by stamping can be done in two ways:
  • the time can be at least 90 minutes, such as between 90 and 110 minutes, preferably between 90 and 100 minutes, but always depending on the thickness of the piece. In this case, an amount of Ti not exceeding 0.015% would be added to the steel spoon, so that the solubility temperature of the TiN particles, calculated according to the solubility products of Turkdogan ⁇ E.T.
  • the composition of the steel would be the closest to that of the Table and the steel would not have Ti.
  • FIG. 6 Energy absorbed in the Charpy test. MN4 steel.
  • Figure 7. Energy absorbed in the Charpy test. MN5 steel.
  • Figure 8. Energy absorbed in the Charpy test. MN6 steel.
  • Figure 9. Energy absorbed in the Charpy test. MN7 steel.
  • Figure 10. Micrograph of MN4 steel. Treatment: T. Aust. 820 ° C; T. Transf. 390 ° C; no tempering
  • the steels in principle were classified with simple names to facilitate their identification.
  • Figure 2 shows the fully bainitic microstructure for the MN4 steel determined at a cooling rate of 5 K / s from the austenization temperature of 1000 ° C.
  • M s 500-350C-40Mn-35V-20Cr-20Cr-17Ni-10Cu-10Mo-5W + 15Co + 30Al
  • the size of austenitic grain depending on the austenization temperature is essential in heat treatments, since the final microstructure, after transformation, will depend on it.
  • the grain size ( ⁇ ) was measured for the four steels and the results are shown in Figure 3.
  • the size is practically the same for all steels, less than 20 ⁇ and independently of the chemical composition, but at high temperatures the MN7 steel shows a lower value of ⁇ due to the presence of undissolved TiN particles.
  • a new isothermal treatment was designed that basically consisted of adopting a higher austenization temperature and close to A c3 - minimum temperature at which the whole phase is austenite - so that the austenitic grain size was the most Small possible. Then, a rapid cooling to a higher temperature and close to M s that would allow the whole austenite to be isothermally transformed into "lower bainite”. After a certain maintenance time, sufficient for the entire bainitic transformation to occur, the specimens would be cooled in air. Finally, a tempering treatment would be done to reduce the tensions created by the bainitic transformation.
  • Figure 4 shows a design scheme for the new isothermal treatment. Isothermal treatments were performed in salt furnaces, which according to the scheme in Figure 4, are distributed as follows:
  • Oven (1) Thermisol 800 salt (working temperature from 750 ° C to 1150 ° C).
  • the experimentally determined temperatures B s and M s were taken from the CCT diagrams (Table 3).
  • the austenization temperature and the times of the isothermal treatments were estimated taking into account the Time-Temperature-Transformation (TTT) diagram of the steel most similar to those studied in the present invention (F. Wever and F, A. Rose, Atlas Zur Warme opposition der Stáhle, Max-Planck-Inst ⁇ tut für E ⁇ senforschung, ed. Verlag Stahleisen MBH, Dusseldorf, 1954).
  • TTTT Time-Temperature-Transformation
  • the tempering temperature of 600 ° C was selected after several treatments at different temperatures of tempering, choosing as temperature the one whose hardness was not less than 25 HRC to maintain an approximate resistance of lOOOMPa, while improving the toughness. Therefore, the tempering temperature was 600 ° C, lower than the A ci temperature of these steels.
  • the austenitic grain size was measured at the austenization temperature of 820 ° C for 30 min. The specimens were submerged in a salt bath and tempered in water. Austenitic grain size was measured by applying ASTM E-112, the results of which are shown in Table 5.
  • the steels showed excellent results, having obtained very low transition temperatures for what happens in conventional high strength steels.
  • MN4 steel presented a ductile-fragile transition temperature (ITT) of -41 ° C, which allows its use in any application with the most adverse conditions.
  • the toughness of this steel can be considered excellent in comparative terms, even in a state of isothermal treatment without tempering as shown in Fig. 6 and in Table 6, whose transition temperature was -29 ° C, which is also an excellent value so that in that state it can be used in extremely difficult service conditions.
  • the Charpy tenacity at room temperature (20 ° C) was approximately 55 J with reverted bainitic structure and 40 J without tempering.
  • MN4 steel The good properties of MN4 steel are obviously due to the excellent microstructure obtained, which is a very fine lower bainite (Fig. 10). In addition to the good mechanical properties obtained in MN4 steel, it is convenient to know if this steel is a guarantee in service, that is, if its microstructure is stable enough to not undergo modifications in service due to basically the stresses that it could withstand.
  • Figure 11 shows the diffractogram and the corresponding analysis of a sample of MN4 steel treated isothermally and without subsequent tempering. The result was that There is no retained austenite. This result is very important and gives MN4 steel a microstructural quality superior to conventional steels.
  • Phase 1 Alpha iron (ferrite) 96.71
  • the absence of retained austenite is an advantage over conventional steels.
  • the retained austenite could transform to martensite when the piece in service undergoes a slight plastic deformation, or when the same piece undergoes a drastic cooling due to weather conditions. In both cases, the toughness would decrease and the material would become more fragile.
  • the MN7 steel which contains Ti also presented good toughness values, although not to the same extent as the MN4 steel.
  • the good toughness of MN7 steel from 20 J at the temperature of -23 ° C, is mainly due to the fact that the content of Mn is 1.8% and the segregations present in the steel will be lower than in the MN5 and MN6 steels, but somewhat higher than those of the MN steel.
  • the low Al content does not interfere with the V and therefore the VN precipitates are very fine and can serve as nucleating sites for the bainite.
  • the heat treatment temperatures are now more adjusted.
  • the austenization temperature (820 ° C) is about 30 ° C higher than A c3 to achieve as small an austenitic starting grain as possible.
  • the bainitic transformation temperature is slightly higher than the temperature M s in order to transform all the austenite into bainite. This treatment has allowed the transformation of all austenite into bainite, without the presence of any retained austenite being observed.
  • M steel was the best of the four steels studied. Since its chemical composition is different from the composition of currently standardized steels, such as 35MnV7 and 42MNV7 steels, and also the heat treatments applied differ in austenization temperature, bainitic transformation temperature and tempering temperature, the new steel has been designated following the European nomenclature as the 38MnV6 steel.
  • 38MnV6 steel has a strength greater than 950 MPa without reverting and exceeding 900 MPa when it is tempered at 600 ° C.
  • the ITT transition temperature was -41 ° C for the tenacity criterion of 20 J in tempered steel and - 29 ° C for unrevealed steel.
  • the new steel has the following advantages:

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Abstract

La presente invención se refiere a un acero bainitico caracterizado porque comprende: carbono: 0,38 ± 0,03 - manganeso: 1,50+ 0,05 - vanadio: 0, 11 ±0, 02 siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto alpeso total, al procedimiento de obtención de piezas con dicho acero y al uso del mismo en la fabricación de componentes, especialmente para la industria de la automoción.

Description

ACERO BAINITICO 38MnV6, PROCEDIMIENTO DE OBTENCION Y USO
CAMPO DE LA INVENCION
La presente invención pertenece al campo de los materiales de construcción y fabricación de componentes en industrias como la del automóvil, en concreto a la obtención de nuevos aceros.
ESTADO DE LA TÉCNICA
La bainita es una microestructura compuesta por placas finas y alargadas de ferrita y partículas de cementita. Hay varias clase de bainita, pero las más importantes serían la "bainita superior", la "bainita inferior" y la "ferrita acicular" o "bainita intragranular" {H.K.D.H. Bhadeshia, Baíníte in Steels, Inst. of Materials, London, (1992), 245- 292. ) . Los tres tipos de bainita ofrecen similares valores de la resistencia, pero diferentes valores de la tenacidad. La ferrita acicular requiere especiales condiciones para su obtención, por lo que el problema en aceros de gran resistencia se limita a la formación de la bainita superior e inferior, respectivamente. La bainita inferior muestra mejor tenacidad que la bainita superior debido a que el paquete bainítico tiene un tamaño menor que en la bainita superior y sobre todo porque las partículas de cementita precipitan también dentro de las placas ferríticas y por tanto son más finas y dispersas que en la bainita superior.
La bainita inferior se obtiene sometiendo a la muestra (pieza) a un tratamiento de austenización seguido de un tratamiento isotérmico a temperaturas inferiores a Bs - temperatura de comienzo de la transformación bainítica y superiores a Ms -temperatura de comienzo de la transformación martensítica .
El menor tamaño de los carburos en la bainita inferior se debe a que la austenita residual es más pobre en carbono y por tanto menos estable. En consecuencia, la austenita retenida (sin transformar) será menor en la bainita inferior que en la superior . La bainita superior se obtiene normalmente por transformación en enfriamiento continuo desde la temperatura de austenización a velocidades que eviten la transformación martensitica y la perlifica, respectivamente, y la bainita inferior, como se ha dicho anteriormente, por transformación isotérmica. Sin embargo, el porcentaje de carbono es crucial para obtener una u otra microestructura . En aceros con contenidos de carbono comprendidos entre 0.32% y 0.40%, se pueden obtener los dos tipos de bainita. Por debajo de 0.32% no es posible obtener bainita inferior y por encima de 0.40% no es posible obtener bainita superior. Por otra parte, como la cantidad de carburos aumenta proporcionalmente con el %C, es conocido que por encima de un 0.40%C la tenacidad disminuye mucho, aunque la resistencia sea buena. En definitiva, es conocido que para fabricar un acero bainitico de alta resistencia y tenacidad aceptable el acero no debe tener más de un 0.40% de carbono.
Se conocen expresiones empíricas que predicen con buena aproximación las temperaturas Bs y Ms en función de la composición química y esto ayuda a diseñar los tratamientos isotérmicos {W. Steven A. J. Haynes , The Temperature of Formatíon of Martensíte and Baíníte in Low Alloy Steelss , Journal of Iron and Steel Institute, 183 (1956) 349-359.).
Actualmente hay pocos aceros bainíticos de alta resistencia en el mercado. Los aceros TRIP (Transformation Induced Plasticity) son en realidad aceros de microestructura mixta-ferrita, bainita y martensita- de bajo o medio carbono y de resistencia media-alta. Los aceros completamente bainíticos de alta resistencia son los de tipo 35MnV7 y 42MnV7, el primero de una resistencia de aproximadamente lOOOMPa y el segundo de 1200MPa, con tenacidad es relativamente bajas comprendidas entre 20 y 25 J. Estos aceros llevan un contenido de V de 0.12%, C comprendido entre 0.34 y 0.38% y Mn alrededor de 1.8%. El papel del V en los aceros es formar precipitados tipo V(C,N), que endurecen la microestructura aumentando la resistencia y el límite elástico a través de un doble efecto, por una parte afinando la microestructura y por otra dificultando el movimiento de las dislocaciones {S. Zajac, T. Síweckí, W. B. Hutchínson, R. Lagnebord, Strengtheníng Mechan! sms in V-Microalloyed Steels Entended for long Products, ISIJ Internacional 38 (1998) 1130-1139; R. Lagnebord, T. Síweckí , S. Zajack, B. Hutchínson, The Role of Vín Mícroalloyed Steels, The Scandínavían Journal of Metallurgy, 28 (1999) 186-241).
Tanto en la bainita superior como en la inferior, los limites entre las láminas de ferrita de un mismo paquete son limites de bajo ángulo, que son obstáculos para el movimiento de dislocaciones pero no para la propagación de la grieta. Sin embargo, los limites entre paquetes bainiticos son de alto ángulo, que impiden la propagación de la grieta. Los mecanismos de endurecimiento que son operativos en la bainita son bien conocidos: Pequeño tamaño del paquete bainitico, pequeño espesor de las láminas ferriticas, alta densidad de dislocaciones y número de partículas de carburo (Fe3C) . {F.B. Píckeríng, Physícal Metallurgy and the Desígn of Steels, Science Publíshers Ltd, London (1978) 66-78).
Se ha comprobado que los elementos microaleantes como Nb, Ti, V aumentan el límite elástico y la resistencia debido a las partículas nanométricas que precipitan, tanto inducidas por la deformación (laminación, forja) o bien durante el tratamiento térmico {L. Rancel , M. Gómez, S.F. Medina, Influence of microalloying elements (Nb, V, Ti) on Yield Strength in Bainitic Steels, Steel Research Int., 79 (2008) 947-953; R.W.K. Honeycombe, H.K.D.H. Bhadeshia, Steels Microstructure and Properties , Metallurgy and Materials Science Series, Ed. Edgard Arnold 1995; T, Gladman , The Physícal Metallurgy of Mícroalloyed Steels, Ed. T.N. Baker, The Institute of Materials , London 1997) .
Las partículas de cementita son frágiles y tienden a romper como consecuencia del apilamiento de dislocaciones cuando la pieza es sometida a tensión. Si las partículas son finas, como ocurre en la bainita inferior, la grieta es más pequeña y no se transmite fácilmente a las láminas ferriticas {H.K.D.H. Bhadeshia, Worked Examples in the Geometry of Crystals , 2a Edition , Instítute of Materials , London, 2001) .
Asi como en los aceros ferriticos, la tenacidad está relacionada especialmente con el tamaño del grano, la composición del acero y las partículas de segunda fase, en los aceros bainíticos la tenacidad está controlada por el tamaño del paquete bainítico o mejor aún con la unidad de trayectoria de grieta (UPC) medida con la técnica EBSD. El tamaño de UPC es menor que el del paquete bainítico ya que es medido con un ángulo de desorientación menor de 15° (P. Brozzo et al, Mícroestructure and Cleavage Resístance of Low Carbón Baínítíc Steels, Metal Science, 11 (1977) 123-129) . Otros estudios determinan también que la fractura por clivaje, relacionada con la tenacidad, es controlada como se ha dicho anteriormente, por los carburos y que su tamaño y distribución son muy importantes {K. Wallin, T. Saario , K. Torronen , Statistical Model for Carbides Induced Brittle Fracture in Steel, Metals Science, 16 (1984): 13-16).
Comparaciones realizadas entre aceros de microestructura perlítica y bainíticos con aplicación a la fabricación de raíles, mostraron la superioridad de estos últimos, no sólo en dureza, límite elástico y resistencia, sino también en tenacidad a la fractura (KIC) alcanzándose un valor de 1,5 veces superior {H.A. Agían et al. Mechanical and Fracture
Behaviour of Bainite Rail Steel, Journal of Materials
Processing Technology, 151 (2004) 268-274) . Finalmente, se ha comprobado que en los aceros con microaleantes (V,Ti,Nb) el porcentaje de Al convendría que fuese menor de 0.010% {S. F.
Medina and M. Chapa: Ti/Al interaction and austenite grain control in crankshaft manufacturing with steel 38MnSiVS5,
Steel Research International , 77 (2006) 712-719) .
Un acero que está en el mercado con la misma denominación es un acero de la empresa Saarstahl - también llamado acero
38MnV6 con la siguiente composición:
C Si Mn P S Cr Ni Mo Al V Cu min. 0,38 0,60 1,20 0,15 0,10 max. 0,42 0,80 1,40 0,012 0,010 0,25 0,10 0,05 0,005 0,15 0,10
No obstante, el acero de la empresa Saarstahl tiene algo más de carbono (0.38-0.42) y en realidad se debería llamar 40CMnV6, ya que el primer número debe indicar la media de carbono (0.40%) multiplicada por 100. El Si del acero Saarstahl es mucho más alto (0.60-0.80%) de tal modo que es un acero diferente de microestructura y aplicaciones diferentes. El contenido de Mn del acero Saarstahl es algo más bajo (1.20- 1.40%) y aunque la diferencia no es notable, dicha diferencia conjuntamente con el diferente contenido de Si hace que el acero objeto de la presente invención sea un acero notablemente distinto. Otra diferencia es que el contenido de Al según la presente invención debe ser inferior a 0.010% y el acero Saarstahl parece ser de una cantidad fija (0.005%) .
Según la presente invención el contenido de N es muy importante, como ocurre en todos los aceros con microaleantes (V, Ti, etc.) y su límite superior es de aproximadamente 0.0200%. En cambio, en el acero Saarstahl no se establece cantidad alguna y esto es muy peligroso, ya que por una parte se necesita una cantidad mínima (0.0150%) para conseguir un importante volumen precipitado de partículas VN y por otra parte es necesario establecer un límite superior (0.0200%) para que no se produzcan poros o microporos en su fabricación que podrían dar lugar a posible grietas en la matriz metálica.
Por otra parte, la aplicación del acero Saarstahl para muelles y amortiguadores (Spring Steels for Cold and Hot Coiled Springs as well as Stabiliser Bars ) quiere decir que el tratamiento térmico aplicado a las piezas es distinto siendo de temple (microestructura martensítica ) , y revenido posterior a 400-450°C. Esto hace que el acero Saarstahl tenga una mayor dureza (> 45HRC) y por tanto más resistencia al desgaste, pero baja tenacidad. Según la presente invención el acero tiene microestructura bainítica y una dureza comprendida entre 26-32 HRC, y esto hace que la tenacidad sea muy superior permitiendo su aplicación en la fabricación de componentes, especialmente para la industria de automoción como cigüeñales, bielas, barras de dirección, etc.
La presente invención con el nuevo acero 38MnV6 resuelve por lo tanto los problemas de los aceros mencionados, especialmente 35MnV7 o 42MnV7, de los cuales se diferencia fundamentalmente en tres aspectos :
- el nuevo acero es un acero de alta resistencia con tenacidad superior a 25 J, que corresponde a los actuales aceros, como el acero 35CrMo4 con microestructura martensitica revenida y los aceros 35MnV7 y 42MnV7 con microestructura bainitica,
- en el nuevo acero el Mn se ha rebajado desde 1.8% hasta 1.5% y el Al ha sido rebajado desde porcentajes próximos a 0.030% a porcentajes inferiores a 0.010%. Asimismo, el porcentaje de C se aproxima más a 0.38 para alcanzar una resistencia superior a 900 MPa que pueda competir no sólo con los aceros mencionados anteriormente sino también con los aceros de temple (martensiticos ) y revenidos de porcentajes similares de C,
- por otra parte, el porcentaje de C igual a 0.38% permite obtener durante el tratamiento isotérmico una microestructura de bainita inferior, que como se ha visto en el "estado de la técnica" tendrá mejor tenacidad que la bainita superior.
DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN
La presente invención tiene como objeto un acero bainitico caracterizado porque comprende: carbono: 0,38 + 0.03, manganeso: 1,50+ 0.05 y vanadio: 0,11 +0.02, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
El acero bainitico de la invención debe tener un contenido de Al menor de 0,010 % en peso.
Una realización particular es un acero bainitico que comprende: carbono: 0,38=+ 0.03, manganeso: 1,50+ 0.05, vanadio: 0,11 ±0.02, silicio: 0,25±0.05, aluminio: < 0,010 y nitrógeno en una cantidad comprendida entre 0,0150-0,0200 siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
Una realización particular adicional es un acero bainitico que comprende: carbono: 0,38+0.03, manganeso: 1,50+ 0.05, vanadio: 0,11 +0.02, silicio: 0,25+0.05, fósforo: menos de 0,010, azufre <0,025, aluminio< 0,010 y nitrógeno: 0,0150- 0,0200, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
Otras realizaciones particulares adicionales son aquéllas que se expresan en las reivindicaciones dependientes .
Una realización particular preferida es un acero bainitico que comprende: carbono: 0,38, manganeso: 1,50, vanadio: 0,11, silicio: 0,25+0.05, fósforo: menos de 0,010, azufre <0,025, aluminio< 0,010 nitrógeno: 0,0150-0,0200, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
Una realización particular adicional preferida es un acero bainitico que comprende los elementos y proporciones indicadas en la Tabla la:
Tabla la:
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La presente invención se refiere también a un
procedimiento para obtener el acero definido anteriormente, caracterizado porque comprende:
a) fabricación de un semiproducto, preferentemente en forma de barras,
- b) fabricación de la pieza a partir del semiproducto de la etapa a) , y que comprende llevar a cabo al menos un tratamiento isotérmico. El acero se fabrica en forma de un semiproducto, preferentemente en forma de barras, laminadas y sin tratamiento térmico, con microestructura de bainita superior adquirida durante el enfriamiento del semiproducto después de la laminación, enfriamiento que se produce al aire.
Según una variante del procedimiento la etapa b) comprende: enfriar a temperatura ambiente e iniciar los siguientes tratamientos isotérmicos : calentamiento a una temperatura entre 800°C y 850°C, preferentemente entre 815 °C y 825°C, y más preferentemente de 820°C, enfriamiento rápido hasta una temperatura comprendida entre 350°C y 370°C, preferentemente entre 355°C y 365°C, y más preferentemente de 360°C y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainitica, seguido de enfriamiento al aire. Esta temperatura de limite de enfriamiento se ha fijado para que sea próxima y superior a Ms (temperatura de transformación martensitica ) que permita una total transformación de la austenita en bainita sin presencia alguna de martensita.
La temperatura de austenización debe ser una temperatura superior y próxima a Ac3 (=800°C) , hasta un máximo de 850°C, es decir no demasiado mayor que Ac3 para que el grano austenitico no haya crecido respecto del tamaño que corresponde a 820°C.
El tiempo durante el cual se mantiene la pieza a la temperatura de austenización dependerá del tamaño de la pieza, y el objetivo es que la pieza esté a esa temperatura el tiempo mínimo para que la temperatura establecida sea la misma en todos los puntos de la pieza, es decir que sea uniforme, y el grano austenitico no crezca. Este tiempo es aproximadamente de 30 min. Según una realización preferente, el tratamiento es a 820°C y dura 30 minutos por cada 2,5 cm de espesor de la pieza .
Según una segunda variante del procedimiento, la etapa b) comprende: enfriar rápidamente la pieza hasta una temperatura comprendida entre 350°C y 370°C, preferentemente entre 355°C y 365°C, y más preferentemente de 360°C, y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainitica durante un tiempo de al menos 60 minutos, preferentemente de al menos 90 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza, seguido de enfriamiento al aire.
Opcionalmente, el procedimiento de la invención puede comprender además una etapa de revenido. En cuanto al revenido, en estos aceros con microestructura bainitica, la temperatura no ejerce un gran efecto como ocurriría en los aceros martensíticos . No obstante, se ha comprobado que la temperatura no puede ser mayor de 600°C, que se ha fijado como la preferida, y puede ser menor, hasta la temperatura mínima de 500°C. Es decir, la temperatura de revenido debe estar comprendida entre 500 y 600°C. Bajo ningún concepto deber superar los 600°C, ya que se produce un aumento atípico de la dureza con la consiguiente caída de tenacidad, además de estropear el tratamiento térmico anterior debido a la modificación de los carburos .
Más concretamente, para conseguir una microestructura de bainíta inferior lo más fina posible sin austenita retenida, el procedimiento de la presente invención comprende el siguiente tratamiento térmico:
Temperatura de austenización : entre 800°C y 850°C, preferentemente entre 815°C y 825°C y más preferentemente de 820°C, durante un tiempo que dependerá del tamaño de la pieza, de modo que la pieza esté a esa temperatura el tiempo mínimo para que la temperatura establecida sea la misma en todos los puntos de la pieza, es decir que sea uniforme, y el grano austenitico no crezca. Este tiempo es aproximadamente de 30 min. por cada 2.5 cm de espesor. El calentamiento puede hacerse tanto en horno como en baño de sales para alta temperatura, tipo Thermisol 800.
Temperatura de transformación bainitica: La pieza o muestra es enfriada rápidamente desde la temperatura de austenización hasta la temperatura de transformación bainitica, que ha sido fijada en una temperatura comprendida entre 350°C y 370°C, preferentemente entre 355°C y 365°C, y más preferentemente de en 360°C, y mantenida a dicha temperatura durante el tiempo necesario para obtener una transformación completa (100%) de la austenita en bainita. El tiempo de mantenimiento es orientativo y dependerá en gran medida de la dimensión de la pieza y del sistema de enfriamiento. Los tiempos de tratamiento a esta temperatura deben ser largos para conseguir la total transformación, que al ser a baja temperatura (360°C) la transformación es lenta, pero debe ser completa. Por consiguiente, el tiempo puede ser algo mayor de 90 minutos, por ejemplo de entre 90 y 110 minutos, preferentemente entre 90 y 100 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza. El tiempo propuesto se ha determinado usando como medio de enfriamiento un baño de sales tipo Thermisol RV275. En la industria se utilizan técnicas de "viento" y hornos de mantenimiento .
Por otra parte, la temperatura de transformación bainitica ha sido determinada como ligeramente mayor que la temperatura de transformación martensitica (Ms) y muy inferior a la de comienzo de transformación bainitica ÍB« .
Con el tratamiento isotérmico mencionado se ha logrado que la microestructura sea de bainita inferior muy fina, ya que el grano austenitico de partida antes de la transformación es muy fino debido a que la temperatura de austenización fue notablemente baja, de aproximadamente 820°C, a la que corresponde obviamente un tamaño de grano austenitico de pequeño tamaño como se verá en el siguiente apartado.
Propiedades mecánicas obtenidas por el acero
Con las condiciones anteriores, tanto de composición química como de tratamiento isotérmico, las propiedades mecánicas alcanzadas por el acero son las siguientes :
- Límite Elástico: 750-800 MPa
- Resistencia: 900-1000 MPa
Tenacidad (Ensayo de Impacto Charpy) a temp. ambiente: >40 J (sin revenido)
Tenacidad (Ensayo de Impacto Charpy) a temp. ambiente: >50 J (con revenido a 600°C)
Temperatura de transición dúctil-frágil : -29°C (sin revenido )
Temperatura de transición dúctil-frágil : -41°C (con revenido a 600°C)
Para la temperatura de transición se ha elegido el criterio de 20 J, que es universalmente aceptado para aceros de alta resistencia. El criterio del punto de inflexión de la curva "Energía de Impacto" frente a la temperatura, no es apropiado en los aceros de alta resistencia, ya que normalmente no aparece bien definido.
Se desprende de los valores anteriores que el acero presenta buenas propiedades mecánicas sin revenido posterior, lo que permite aumentar la productividad y abaratar costes de fabricación de componentes en la industria, y especialmente los componentes de automocion.
La resistencia y límite elástico del nuevo acero 38MnV6 es del mismo orden que la que presentan los aceros convencionales 35MnV7 y 35CrMo4, pero la tenacidad es prácticamente el doble. Esta ventaja sobre sus competidores le convierte en un material apropiado en la fabricación de componentes de automocion. Otro objeto de la invención es el uso del acero definido anteriormente en la fabricación componentes para la industria en general, y de modo preferido en la fabricación de piezas de automóviles .
El uso más preferido es la fabricación de piezas de automoción por estampación (forja) a partir del semiproducto o barra. En otras palabras, la barra que es el acero de partida para la fabricación de piezas, sólo debe tener la composición química señalada, siendo sólo un semiproducto a partir del cual se fabrican las piezas deseadas mediante la estampación y tratamiento térmico posterior. En definitiva los tratamientos térmicos se aplican a la pieza ya fabricada, en concreto piezas de automoción, fabricadas por estampación.
El nuevo acero 38MnV6 es útil para la fabricación de componentes, especialmente en la industria de la automoción, y en particular, cigüeñales, bielas, varillas de dirección, etc. fabricadas con este acero mostrarán mejores propiedades mecánicas que sus actuales competidores, entre los que cabe destacar el acero 35CrMo4 templado (microestructura martensítica ) y revenido y el 35MnV7 con microestructura bainítica, respectivamente.
Asimismo, su aplicación en industrias paralelas, como pueden ser la mecánica pesada donde se exija un alto rendimiento a los materiales de alta resistencia, sería muy beneficiosa. El alto rendimiento estaría garantizado cuando además de la alta resistencia, alrededor de 1000 MPa, muestren una buena tenacidad, superior a 40 J a temperatura ambiente.
Para alcanzar las propiedades mecánicas del acero en la fabricación de piezas de automóvil, tales como cigüeñales, bielas, ejes de dirección, etc., deben seguirse los tratamientos isotérmicos descritos en la presente memoria, teniendo en cuenta que ahora la etapa inicial es la propia estampación o forja de las piezas, antes que los tratamientos isotérmicos. Por tanto, la fabricación de las piezas (cigüeñales, bielas, etc.) por estampación se puede hacer siguiendo dos vías:
1. Estampación a la temperatura de forja (1150°C-1200°C) , descenso rápido hasta la temperatura de transformación bainitica de entre 350°C y 370°C, preferentemente entre 355°C y 365°C, y más preferentemente de 360°C, y un mantenimiento mínimo de 60 minutos, preferentemente de al menos 90 min, dependiendo del espesor de la pieza, hasta que se haya transformado toda la austenita en bainita. El tiempo puede ser de al menos 90 minutos, tal como entre 90 y 110 minutos, preferentemente entre 90 y 100 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza. En este caso, al acero se le añadiría en cuchara una cantidad de Ti no superior a 0.015%, de tal modo que la temperatura de solubilidad de las partículas TiN, calculada de acuerdo con los productos de solubilidad de Turkdogan {E.T. Turkdogan, Causes and effects of nítríde and carbonitride precipitation during contínuous casting, I&SM, (1969) 61-75.) no supere los 1500°C. De este modo el tamaño de grano austenítico sería pequeño y la cantidad de Ti no perjudicaría la precipitación del V como párticulas finas de VN. Un simple cálculo indica que 0.015% de Ti atraparía 0.0044% de N, quedando libre 0.0156% de N que se combinaría con V para formar las partículas precipitadas de VN.
2. Estampación a la temperatura de forja (1150°C-1200°C) , seguido de enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente. De nuevo la pieza sería recalentada hasta la temperatura de austenización de entre 800°C y 850°C, preferentemente entre 815°C y 825°C y más preferentemente de 820°C, con un mantenimiento mínimo de 30 min, dependiendo del espesor de la pieza, descenso rápido hasta la temperatura de transformación bainitica de entre 350°C y 370°C, preferentemente entre 355°C y 365°C, y más preferentemente de 360°C, y un mantenimiento mínimo de 60 minutos, preferentemente de al menos 90 min, dependiendo del espesor de la pieza, hasta que se haya transformado toda la austenita en bainita. En este caso composición del acero sería la más próxima a la de la Tabla y el acero no tendría Ti .
La elección de una vía u otra depende de la economía de la empresa y los costes que pueda asumir, ya que la segunda vía resultaría algo más cara debido al segundo recalentamiento hasta 820°C, pero las propiedades serían probablemente algo mejores, ya que el grano austenítico, antes de la transformación austenita—>bainita, sería algo más pequeño. Si se elige la primera vía, los resultados serían muy parecidos y la tenacidad seguiría siendo del mismo orden, es decir próximo a los 50 J en el acero revenido y de 40 J en el acero sin revenir .
BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS
Figura 1. Diagrama CCT . Acero MN4.
Figura 2. Acero MN4. Velocidad de enfriamiento: 5 (K/s) .
Figura 3. Tamaño de grano austenítico en función de la temperatura de austenización .
Figura 4. Esquema de los tratamientos isotérmicos. (1) Temperatura de autenización; (2) Temperatura de transformación bainítica; (v3) Temperatura de revenido.
Figura 5. Diagrama TTT para el acero 42 MnV7. [Wever54] .
Figura 6. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN4. Figura 7. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN5. Figura 8. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN6. Figura 9. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN7. Figura 10. Micrografía del acero MN4. Tratamiento: T. Aust . 820°C; T. Transf. 390°C; sin revenido.
Figura 11. Difractograma (RX) y análisis de la muestra de MN4 tratada isotérmicamente sin revenido posterior.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Aceros fabricados
Para conocer la influencia del Mn y del N sobre las microestructura y propiedades mecánicas del acero convencional 35MnV7, se fabricaron cuatro aceros con diferentes porcentajes de Mn y N, ya que la relación en %peso V / N es muy importante en los aceros V-microaleados . El contenido de Al se mantuvo relativamente bajo (<0.010%) . Investigaciones anteriores {S. F. Medina and M. Chapa: Ti/Al interaction and austenite grain control in crankshaft manufacturing with steel 38MnSiVS5, Steel Research International, 77, 2006, 712-719) , asi como una patente registrada por los autores (S.F. Medina, M. Chapa, B. Fernández , M. Gómez: Aceros microaleados de medio carbono con bajo contenido de aluminio, 2006, P200600117) , ponen de manifiesto que los aceros microaleados con bajo contenido de Al muestran mejor microestructura final en los tratamientos térmicos. La composición de los aceros estudiados fue la que se muestran en la Tabla 1.
Tabla 1. Composición química (% peso ) de los aceros
estudiados .
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Los aceros en principio fueron clasificados con nombres sencillos para facilitar su identificación.
Capacidad de transformación bainítica Primeramente, se determinó la "capacidad" de cada uno de ellos para transformarse en bainita desde una temperatura de austenización mediante enfriamiento continuo. Con este objetivo se determinó el diagrama CCT (Continuous Cooling Transformation) y se midieron las velocidades mínima y máxima entre las que la austenita transformaría a bainita. La Figura 1 muestra el diagrama CCT para el acero MN . Las velocidades mínima y máxima de enfriamiento que transforman la austenita en bainita se muestran en la Tabla 2. Si bien el acero MN4 no transforma completamente a bainita para velocidades inferiores a 1.8 K/s, también es cierto que su velocidad máxima de 18 K/s es superior a la de los aceros MN5 y MN6. En todos los aceros, la amplitud del intervalo de velocidades es más que suficiente para asegurar que la transformación austenita→bainita dará una microestructura completamente bainítica, excepto la austenita que pueda quedar "retenida" (sin transformarse). Como ejemplo, la Figura 2 muestra la microestructura completamente bainítica para el acero MN4 determinada a una velocidad de enfriamiento de 5 K/s desde la temperatura de austenización de 1000°C.
Tabla 2. Mayor y menor velocidad de enfriamiento para formar una estructura completamente bainítica.
Figure imgf000018_0001
El intervalo de velocidades de enfriamiento para obtener una microestructura bainítica cubre las velocidades más usuales de multitud de piezas en la industria de la automoción que son enfriadas al aire. Sin embargo, en nuestro caso, tal y como se ha recogido en los apartados anteriores, el rango de velocidades es sólo orientativo para conocer la capacidad de transformación de estos aceros en bainita, ya que los tratamientos térmicos que han llevado al descubrimiento de la presente invención son isotérmicos, como veremos más adelante.
Determinación de las temperaturas Bs y Ms
El diseño de tratamientos isotérmicos exige conocer el intervalo de temperaturas donde la austenita se transforma a bainita. Este intervalo viene limitado por la temperatura de comienzo de transformación bainitica (Bs) y de comienzo de la transformación martensitica (Ms) . La transformación bainitica ocurrirá entre ambas temperaturas. Se determinaron mediante ensayos de dilatometria y también haciendo uso de las expresiones siguientes extraídas de la bibliografía:
B¾ (°C)= 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo
Ms =500-350C-40Mn-35V-20Cr-20Cr-17Ni-10Cu-10Mo-5W+15Co+30Al
Los resultados se muestran en la Tabla 3, observándose una buena correspondencia entre los valores predichos y los experimentales .
Tabla 3. Valores de Bs y Ms experimental y predicho
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Determinación del tamaño de grano austenitico El tamaño de grano austenitico en función de la temperatura de austenización es fundamental en los tratamientos térmicos, ya que la microestructura final, después de la transformación, dependerá del mismo. En este sentido, se midió el tamaño de grano (ϋγ) para los cuatro aceros y los resultados se muestran en la Figura 3. A bajas temperaturas (<1000°C) , el tamaño es prácticamente el mismo para todos los aceros, inferior a 20 μιη e independientemente de la composición química, pero a altas temperaturas el acero MN7 muestra un menor valor de ϋγ debido a la presencia de partículas TiN sin disolver.
Diseño de los nuevos tratamientos isotérmicos
De acuerdo con las anotaciones anteriores, se diseñó un nuevo tratamiento isotérmico que consistía básicamente en adoptar una temperatura de austenización superior y próxima a Ac3 -temperatura mínima a la que toda la fase es austenita- para que el tamaño de grano austenitico fuese los más pequeño posible. A continuación, un enfriamiento rápido hasta una temperatura superior y próxima a Ms que permitiese transformar isotérmicamente toda la austenita en "bainita inferior". Después de un cierto tiempo de mantenimiento, suficiente para que se produzca toda la transformación bainítica, las probetas serían enfriadas al aire. Finalmente, se haría un tratamiento de revenido para disminuir las tensiones creadas por la transformación bainítica. La Figura 4 muestra un esquema del diseño para el nuevo tratamiento isotérmico. Los tratamientos isotérmicos fueron realizados en hornos de sales, que de acuerdo con el esquema de la Figura 4, se distribuyen del siguiente modo:
Horno (1) : sal Thermisol 800 (temperatura de trabajo desde 750°C hasta 1150°C) . Horno (2) : sal Thermisol RV275 ( temperatura de trabaj o
145°C hasta 500 °C) .
Horno (3) : sal Thermisol RV653 ( temperatura de trabaj o
400°C hasta 750 °C) .
Es necesario resaltar que en la industria los tratamientos isotérmicos de transformación bainitica se realizan en hornos con refrigeración forzada hasta alcanzar la temperatura del horno .
Con objeto de fijar las temperaturas de los tratamientos se tuvieron en cuenta las temperaturas Bs y Ms determinadas experimentalmente a partir de los diagramas CCT (Tabla 3) . Por otra parte, la temperatura de austenización y los tiempos de los tratamientos isotérmicos fueron estimados teniendo en cuenta el diagrama Tiempo-Temperatura-Transformación (TTT) del acero más parecido a los estudiados en la presente invención (F. Wever and F, A. Rose, Atlas Zur Warmebehandlung der Stáhle, Max-Planck-Instítut für Eísenforschung, ed. Verlag Stahleisen M. B. H. , Dusseldorf, 1954) .
En la Fig. 5 se muestra el diagrama TTT del acero 42 MnV7, cuya composición es muy próxima a los aceros estudiados, siendo la diferencia el porcentaje de carbono que es algo más alto, pero que entra prácticamente en la tolerancia de composición que tienen estos aceros, que en el caso del carbono seria + 0.03. De acuerdo con las temperaturas de transformación de la Tabla 3 y las que se deducen de la Fig. 5, se realizaron los tratamientos isotérmicos que se presentan en la Tabla 4. En el caso del acero MN4 , acero objeto de la patente como se verá más adelante, y debido a las buenas propiedades mecánicas que presentaba, se realizó también un tratamiento sin revenido posterior.
La temperatura de revenido de 600°C fue seleccionada después de varios tratamientos a diferentes temperaturas de revenido, eligiendo como temperatura aquélla cuya dureza no era inferior a 25 HRC para conservar una resistencia aproximada de lOOOMPa, al mismo tiempo que mejora la tenacidad. Por tanto, la temperatura de revenido fue de 600°C, inferior a la temperatura Aci de estos aceros.
Tabla . Temperaturas y tiempos de mantenimiento de los tratamientos isotérmicos.
Figure imgf000022_0001
Tamaño de grano a stenítico a la temperatura de austenización
Se midió el tamaño de grano austenítico a la temperatura de austenización de 820°C durante 30 min. Las probetas fueron sumergidas en un baño de sales y templadas en agua. El tamaño de grano austenítico fue medido aplicando la norma ASTM E-112, cuyos resultados se muestran en la Tabla 5.
Tabla 5. Tamaño de grano (L) austenítico a la temperatura de austenización: 820°Cx30min.
Figure imgf000022_0002
Todos los aceros mostraron un grano austenítico fino como se pretendía, siendo el acero conteniendo Ti el que presentó un tamaño algo mayor. La explicación de este comportamiento es que a las bajas temperaturas de austenización, inferiores a las temperaturas de solubilidad de los precipitados tipo VCN, NbCN, el tamaño de estos precipitados presentes (no disueltos), son más pequeños que los precipitados tipo TiN que se han formado a altas temperaturas durante la solidificación del acero donde el crecimiento de las partículas es más fácil de acuerdo con el efecto "Ostwald ripening" ( . Schwínd and J. Agren, A random walk approach to Ostwald ripening. Acta Materialia 49 (2001) 3821-3828) . Por tanto, las fuerzas de anclaje (pinning forces) ejercidas por las partículas (precipitados) sobre el movimiento de las fronteras de grano es menor en el caso de las partículas TiN que en el caso de las partículas VCN y NbCN.
Propiedades mecánicas de los aceros tratados isotérmicamente
Las probetas tratadas isotérmicamente, incluyendo el revenido, fueron ensayadas en el péndulo Charpy, usando tres probetas para cada una de las temperaturas de ensayo y tomando el valor medio como el resultado del ensayo. De este modo se determinaron las curvas de energía absorbida frente a la temperatura de ensayo (Figuras 6-9) . El valor de 20 J, tomado como el valor "standard" para que el acero pueda ser utilizado con garantía en servicio, se ha dibujado en las gráficas con objeto de conocer la temperatura que corresponde a dicho valor. Tomando este criterio, las temperaturas que corresponden a una energía absorbida de 20 J han sido anotadas en la Tabla 6.
Tabla 6. Temperatura correspondiente a 20 J en el ensayo
impacto Charpy.
Aceros tratados isotérmicamente y revenidos a 600°C.
Acero Revenido a "Sin revenido"
600°C. Temperatura a Temperatura a 20 20 J (°C)
J (°C)
M -41 -29
M 5 -4 -
M 6 -5
M 7 -23
Los aceros mostraron excelentes resultados, habiéndose obtenido temperaturas de transición muy bajas para lo que sucede en los aceros convencionales de alta resistencia. En particular, el acero MN4 presentó una temperatura de transición dúctil-frágil (ITT) de -41°C, lo que permite su uso en cualquier aplicación con las condiciones más adversas . La tenacidad de este acero puede considerarse excelente en términos comparativos, incluso en estado de tratamiento isotérmico sin revenido como se muestra en la Fig . 6 y en la Tabla 6, cuya temperatura de transición fue de -29°C, que es también un excelente valor para que en dicho estado pueda ser utilizado en condiciones de servicio extremadamente difíciles. Asimismo, la tenacidad Charpy a temperatura ambiente (20°C) fue aproximadamente de 55 J con estructura bainitica revenida y 40 J sin revenido. Estos valores no son alcanzados por los aceros que se fabrican actualmente y por tanto la presente invención supone una mejora considerable.
Por otra parte, se determinaron las propiedades mecánicas de tracción y los resultados se muestran en la Tabla 7. Los aceros revenidos a 600°C dieron también valores de resistencia superiores a 900 MPa, algunos próximos a 1000 MPa, y el límite elástico cercano a 850 MPa, excepto para el acero MN4 que dio 905 MPa y 760 MPa para la resistencia y el límite elástico, respectivamente.
Tabla 7. Propiedades mecánicas de tracción para los aceros MNi tratados isotérmicamente y revenidos a 600°C. Límite elástico (R.0,2) ; Resistencia (Rm) ; Alargamiento (A) ; Estricción o reducción de área (Z) .
Figure imgf000025_0001
No se debe olvidar que la más baja resistencia del acero MN4 viene compensada por una tenacidad más alta. Finalmente, el acero MN4 tratado isotérmicamente, pero sin revenido posterior, dio valores de 954 MPa y 777 MPa para la resistencia y el limite elástico, respectivamente, algo superiores a los obtenidos con revenido a 600°C (Tabla 8) .
Tabla 8. Propiedades mecánicas de tracción para el acero MN4 tratado isotérmicamente, sin revenido posterior.
Figure imgf000025_0002
Las buenas propiedades del acero MN4 se deben, obviamente, a la excelente microestructura obtenida, que se trata de bainita inferior muy fina (Fig. 10) . Además de las buenas propiedades mecánicas obtenidas en el acero MN4 , es conveniente saber si este acero supone una garantía en servicio, es decir, si su microestructura es lo suficientemente estable para no sufrir modificaciones en servicio por efecto básicamente de las tensiones que pudiera soportar. La Figura 11 muestra el difractograma y el análisis correspondiente de una muestra de acero MN4 tratado isotérmicamente y sin revenido posterior. El resultado fue que no existe austenita retenida. Este resultado es muy importante y otorga al acero MN4 una calidad microestructural superior a los aceros convencionales.
Concretamente, los datos de la composición cuantitativa de este acero fueron:
Análisis cuantitativo
Fase 1: Hierro alfa (ferrita) 96.71
Fase 2 : Cementita
ACERO MN4
Análisis cuantitativo
Fase 1: Hierro alfa (ferrita) 96.71 %
Fase 2 : Cementita 3.29 %
Estructura 1
Nombre de la fase *) Hierro alfa
Parámetro de red (A) 2.8696
Estructura 2
Nombre de la fase **) Cementita
Parámetros de red
a (A) 5. .0750
b (A) 6. .7393
c (A) 4. .5308
*) gráfico inferior
**) gráfico superior
La no presencia de austenita retenida supone una ventaja frente a los aceros convencionales. La austenita retenida podría transformar a martensita cuando la pieza en servicio sufra una ligera deformación plástica, o bien cuando la misma pieza experimente un drástico enfriamiento debido a las condiciones climatológicas. En ambos casos, la tenacidad disminuiría y el material se volvería más frágil.
Por otra parte, el acero MN7, que contiene Ti también presentó buenos valores de tenacidad, aunque no en la misma medida que el acero MN4. La buena tenacidad del acero MN7 , de 20 J a la temperatura de -23°C, se debe fundamentalmente a que el contenido de Mn es de 1.8% y las segregaciones presentes en el acero serán menores que en los aceros MN5 y MN6, pero algo superiores a las del acero MN .
Finalmente, el análisis de los resultados permite establecer tres aspectos fundamentales como las causas de que el acero MN4 haya alcanzado tan buenas propiedades de tenacidad, 55 J a la temperatura ambiente, que le convierte en un acero muy seguro en servicio :
El bajo contenido de Al no interfiere con el V y por tanto los precipitados tipo VN son muy finos y pueden servir de lugares de nucleación de la bainita.
El más bajo contenido de Mn (1.5%) respecto de los aceros convencionales (1.8%) ha reducido notablemente la segregación de este elemento y la formación durante la transformación bainitica de otras fases no convenientes (perlita, martensita) , asi como la presencia de austenita retenida .
Las temperaturas del tratamiento térmico son ahora más ajustadas. La temperatura de austenización (820°C) es de unos 30°C superior a Ac3 para conseguir un grano austenitico de partida lo más pequeño posible. La temperatura de transformación bainitica es ligeramente superior a la temperatura Ms con objeto de transformar toda la austenita en bainita. Este tratamiento ha permitido transformar toda la austenita en bainita, sin que se haya observado la presencia de austenita retenida alguna .
De acuerdo con los resultados anteriores, el acero M fue el mejor de los cuatro aceros estudiados. Dado que su composición química es diferente a la composición de los aceros actualmente normalizados, como son los aceros 35MnV7 y 42MNV7, y también los tratamientos térmicos aplicados difieren en la temperatura de austenización, en la temperatura de transformación bainitica y en la temperatura de revenido, el nuevo acero se ha designado siguiendo la nomenclatura europea como el acero 38MnV6.
Las ventajas del acero 38MnV6 más importantes son: a) El nuevo acero 38MnV6 tiene una resistencia superior a 950 MPa sin revenir y superior a 900 MPa cuando es revenido a 600°C.
b) La temperatura de transición ITT fue de -41°C para el criterio de tenacidad de 20 J en el acero revenido y de - 29°C para el acero sin revenir.
c) La tenacidad Charpy a temperatura ambiente (20°C) fue aproximadamente de 55 J con estructura bainitica revenida y 40 J sin revenir.
Los valores anteriores no son alcanzados por los aceros que se fabrican actualmente, siendo la tenacidad a temperatura ambiente menor de 25 J. Por tanto, la presente invención supone una mejora considerable.
Además el nuevo acero tiene las siguientes ventajas:
- menor segregación del Mn, debido a su menor contenido, en comparación con otros aceros convencionales y por tanto la obtención de una microestructura bainitica más uniforme después del tratamiento isotérmico. el nuevo tratamiento isotérmico que comienza con una temperatura superior y próxima a Ac3 permite obtener un pequeño grano austenitico que favorece la formación de paquetes bainiticos pequeños y esto produce una gran mejora en la tenacidad del acero. -la temperatura de transición dúctil-frágil para el criterio de 20 J de aproximadamente -40°C para el nuevo acero, frente a -5°C de los aceros actualmente comercializados. Esto tiene por consecuencia que el nuevo acero tendrá mejor comportamiento en servicio cuando las condiciones de trabajo sean más drásticas, como podrían ser las bajas temperaturas que se alcanzan en muchos lugares del planeta. los bajos contenidos de Al <0.010% como una mejora a aportar en la calidad del acero. no hay necesidad del revenido en las piezas tratadas isotérmicamente, ya que así las propiedades mecánicas, en particular la tenacidad, es también muy superior a la de los aceros convencionales . Esto supone un ahorro en los costos de fabricación .

Claims

REIVINDICACIONES
1. Acero bainitico caracterizado porque comprende:
- carbono: 0,38 ± 0,03
- manganeso: 1,50+ 0,05
- vanadio: 0, 11 ±0, 02
siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
2. Acero bainitico según la reivindicación 1, caracterizado porque comprende :
carbono: 0,38
manganeso: 1,50
vanadio : 0,11
3. Acero bainitico según la reivindicación 1 ó 2,
caracterizado porque comprende además :
aluminio < 0,010
siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
4. Acero bainitico según una de las reivindicaciones 1, 2 ó 3 caracterizado porque comprende además :
silicio: 0,25±0.05
- nitrógeno: 0,0150-0,0200
siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
5. Acero bainitico según la reivindicación 1, caracterizado porque comprende :
- carbono: 0,38=± 0.03
manganeso: 1,50+ 0.05
- vanadio: 0, 11 ±0.02 silicio: 0,25±0.05
fósforo: menos de 0,010
■ azufre <0,025
aluminio< 0,005
■ nitrógeno: 0,0150-0,0200
siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto peso total.
6. Procedimiento para obtener una pieza con el acero definido en la reivindicación 1, caracterizado porque comprende:
a) fabricación de un semiproducto, preferentemente en forma de barras,
b) fabricación de la pieza a partir del semiproducto de la etapa a) , y que comprende llevar a cabo al menos un tratamiento isotérmico.
7. Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque la etapa b) comprende: enfriar a temperatura ambiente e iniciar los siguientes tratamientos isotérmicos: calentamiento a una temperatura de entre 800°C y 850°C, enfriamiento rápido hasta una temperatura comprendida entre 350°C y 370°C, y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainitica, seguido de enfriamiento al aire.
8. Procedimiento según la reivindicación 7, caracterizado porque el calentamiento es a 820°C y dura 30 minutos por cada 2,5 cm de espesor de la pieza.
9. Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque la etapa b) comprende: enfriar rápidamente la pieza hasta una temperatura comprendida entre 350°C y 370°C y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainitica, seguido de enfriamiento al aire.
10 Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque comprende además una etapa de revenido a una temperatura de entre 500°C y 600°C.
11. Uso del acero definido en la reivindicación 1 en la fabricación de componentes para la industria.
12. Uso del acero definido en la reivindicación 1 en la fabricación de componentes, preferentemente, para la industria de automoción.
13. Componente para la industria de automoción, caracterizado porque comprende acero como el definido en una de las reivindicaciones 1 a 5.
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