WO2022112621A1 - Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío y producto obtenido por dicho procedimiento - Google Patents

Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío y producto obtenido por dicho procedimiento Download PDF

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WO2022112621A1
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steel
cooling
spheroidization
cold heading
equal
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Jon ARRUABARRENA TERUELO
Jose María RODRÍGUEZ IBABE
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Asociacion Centro Tecnologico Ceit
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys

Definitions

  • the present invention belongs to the field of metallurgy, more specifically to the field of steelmaking, and relates to a process for manufacturing steel products for cold heading, ie suitable for subsequent cold heading.
  • the invention also relates to steel products obtained by such a process.
  • Carbon steel cold heading products such as steel wires or bars are widely used for the manufacture of fasteners such as screws, bolts, nuts, rivets, washers, etc., or components. automotive, such as gears, drive shafts, ball pins, piston pins etc.
  • Cold heading may be followed by other processes such as extrusion, coining, punching, or thread rolling.
  • fasteners are manufactured by cold heading operations.
  • Cold heading is the upsetting operation that is carried out on the end of the piece. The process consists of accumulating material at the end of the piece by means of a compression operation or forming operations carried out using a press or hammer, in order to modify its shape at room temperature without the need for heating, with the consequent energy savings.
  • the steel In order to be able to manufacture cold headed fasteners, the steel must exhibit good cold formability properties to avoid defects such as folds and shear cracks in the head. In addition, the steel product must have a low hardness, to facilitate the forming operations and extend the useful life of the necessary tools.
  • steel products are made by a hot rolling stage, followed by a cooling stage.
  • the final mechanical properties of the steel product depend largely on the conditions of the cooling stage after hot rolling.
  • different microstructures can be produced, such as pearlite, bainite, martensite, or ferrite itself (phase a of iron).
  • the formation of some phases or others in the steel after cooling will depend on the material itself (for example, the diameter of the wire or bar and the composition of the steel), as well as the parameters of said cooling process.
  • the hardness and cold formability of steel are affected by the cooling conditions after rolling. Normally, in the manufacture of steel wire or bar, the manufacturing conditions are subject to obtaining a rolled product of low hardness and less than a maximum established (requirement set by the customer).
  • the cooling process after hot rolling determines the hardness of the microstructure of the steel.
  • the steel wire or bar can be used after cooling and without prior heat treatment, since the cold formability of the steel is sufficient for small deformations.
  • the cold forming operation involves large reductions and/or multiple hits, greater formability is required, so after cooling the steel an additional spheroidization stage is applied.
  • Spheroidization consists of a softening heat treatment that is applied before cold forming.
  • the initial laminar condition of the cementite (FeaC) in the pearlite evolves into a globular shape, which gives the steel wire the desired improved formability and lower hardness.
  • the spheroidization heat treatment is generally carried out by long-term subcritical or intercritical treatments (usually over 20h) at temperatures close to the critical temperature A1.
  • Document W02020032785A1 discloses a manufacturing process for steel wires or cables with low and medium carbon content (between 0.15-0.50% by mass) suitable for cold heading, which is capable of reducing the time of the thermal treatment of softening or spheroidization.
  • the wire manufacturing procedure described in the document consists of, after initial heating at 900-1050 °C for 3 h, and subsequent hot rolling at Ae3 temperature, applying controlled and relatively rapid cooling to 3-20 °C/s at the passage of the steel bar on the cooling table or "Stelmor®", and the optional subsequent application of a short-term subcritical heat treatment, obtaining a steel that meets the cold formability requirements established by the ASTM F2282 standard.
  • a limitation of the procedure of document W02020032785A1 is that, in addition to requiring initial heating at 900-1050 °C for 3 h, it also requires subsequent hot rolling at temperatures close to the intercritical temperature of the steel (close to Ae3), to manage to induce phase transformation during the last passes and maximize the soft fraction of proeutectoid ferrite.
  • the application of technologies based on intercritical rolling is very complicated or even unfeasible in the current installations of most steel mills, due to the high loads to be applied in order to deform the steel in said temperature range. This problem is aggravated when the steel to be rolled also has medium or high carbon content, as is the case of steel wires and bars used for the manufacture of fasteners.
  • the conventional routes for the manufacture of long products such as steel wires and bars seek to satisfy the minimum hardness requirements that the customer usually demands.
  • This condition implies applying very slow cooling rates in the cooling table or "Stelmor®", in order to avoid the formation of microstructures that provide hardness and reduce the formability of the steel, which slows down the manufacturing process of steel cables.
  • the purpose of the present invention is to provide a manufacturing process for cold heading steel products that allows obtaining heading steel products with adequate hardness and formability, or even improved with respect to the processes known in the state of the art, which do not However, it is faster and involves less energy and costs.
  • the present invention provides a manufacturing process for a cold headed steel product, comprising the steps of: hot rolling of the steel to form the product ; cooling after hot rolling at a rate greater than or equal to 3 °C/s; and spheroidization of steel.
  • steels with adequate hardness and cold formability are achieved with the application of a spheroidization heat treatment at a subcritical temperature for a period of time greater than or equal to 6 hours.
  • Said spheroidization time is also preferably less than or equal to 20 hours, even more preferably less than or equal to 10 hours.
  • the softening of the steel is caused by the final spheroidization heat treatment.
  • said final spheroidization heat treatment according to the invention applied to the steel for a much shorter time and at a subcritical temperature, allows to obtain a heading steel product of adequate hardness and cold formability.
  • the steel suitable for the process according to the invention is a steel with medium or high carbon content.
  • the procedure is applicable to steel grades such as chrome (Cr) steels, chrome-molybdenum (Cr-Mo) steels, or boron (B) steels.
  • a subsequent cooling is carried out at a cooling rate greater than or equal to 3 °C/s, until reaching a temperature below 400 °C on the surface at the end of the cooling table or “Stelmor® " in order to guarantee that the phase transformation is carried out in its entirety under the aforementioned cooling conditions.
  • Cooling at cooling rates greater than 3 °C/s produces steels with a higher hardness than those of the state of the art, but allows accelerate the manufacturing process of steel products
  • the increase in hardness with respect to the conventional route in which the steel is cooled at a slower rate, is counteracted during the spheroidization heat treatment stage, as it has been observed that the microstructures of Steels formed under faster cooling conditions experience greater softening during spheroidization.
  • the second heat treatment stage may or may not be consecutive, being carried out after cooling. For example, after hot rolling and subsequent cooling of the bar to room temperature on the cooling table, it can be coiled and stored. At a later stage, the coils would be introduced into a furnace in which the spheroidization heat treatment is applied. In this stage, the steel coils undergo a spheroidization heat treatment whose objective is to soften the steel and provide it with greater cold formability.
  • the spheroidization treatment comprises annealing of the steel for a time greater than or equal to 6 hours, and preferably less than or equal to 20 hours, even more preferably less than or equal to 10 hours; and at a subcritical temperature below the critical temperature A1 of austenitic transformation of the steel, temperature A1 which depends on the composition of the steel.
  • the subcritical temperature at which the spheroidization treatment is carried out is preferably a temperature 30°C lower than the critical temperature A1, for example 720°C.
  • a second aspect of the invention relates to the header steel product obtainable by the process described according to the invention.
  • the invention is especially conceived for heading steel products such as steel wires or cables.
  • Figure 1 shows the final microstructure of a steel with medium carbon content of classification G1, obtained by means of FEG-SEM electron microscopy, for a hot-rolled steel cable, subsequently cooled at 5°C/s to room temperature, and finally subjected to a spheroidization treatment at 720 °C for 10 hours.
  • the microstructure is presented at different magnifications 1a (2000x), 1b (4000x) and 1c (10000x).
  • Figure 2 shows the final microstructure of the same grade of G2 classification steel, obtained by FEG-SEM electron microscopy, for a hot-rolled steel cable, subsequently cooled at 5 °C/s to room temperature, and finally subjected to a spheroidization treatment at 720 °C for 6 hours.
  • the microstructure is presented at different magnifications 1a (2000x), 1b (4000x) and 1c (10000x).
  • Figure 3 shows the final microstructure of a steel with the same composition as those shown in figures 1 and 2 with a spheroidal microstructure, obtained by FEG-SEM electron microscopy, which has undergone a slower cooling process (from 0.1-0 0.5°C/s) similar to that which would take place according to the conventional steel wire rod manufacturing route, followed by a much longer subcritical softening annealing heat treatment process (50 hours at 720°C), compared to steels G1 and G2 of the present invention.
  • the microstructure is presented at different magnifications 1a (2000x), 1b (4000x) and 1c (10000x).
  • Figure 4 is a graph that represents the comparison of the final Vickers hardness (on the Y axis) of the spheroidized steels G1 and G2 of the present invention, with respect to that of commercial softening-annealed steels from other steel manufacturers, such as They are Fuhong, Encoremetals and Fongshun.
  • Figure 5 is a graph that represents the comparison of the ductility of the spheroidized steels G1 and G2, with respect to the ductility of conventional steels for cold heading.
  • Figure 5a shows the deformation of the steel (mm/mm) on the X axis, as a function of the applied stress (MPa) on the Y axis, during a tensile test.
  • Figure 5b shows the % area reduction of the cross-section of the tested steel specimens, after breaking.
  • Figure 5c represents the % elongation of the initial specimen with respect to the initial length of the specimen, after breaking the tested specimen.
  • the ductility parameters compared are thus the strain in figure 5a, the reduction in area (%) in figure 5b, and the elongation (%) in figure 5c.
  • the measurements have been made for the spheroidized steels G1 and G2 of the present invention, as well as for conventional steel for cold heading (C), presenting the comparison between these steels.
  • the invention relates to a process for manufacturing carbon steel products with better cold formability and hardness similar to that of steel products manufactured by conventional processes used in the state of the art, which, however, is faster and involves less energy expenditure and costs, with the consequent lower environmental impact.
  • the steel product obtained is suitable for cold heading used in the manufacture of fastening and mechanical fastening elements such as washers, screws, etc.
  • the steel after hot rolling the starting steel, the steel undergoes two consecutive heat treatment steps.
  • These two stages of heat treatment consist of a first rapid cooling process of the carbon steel, at a speed greater than or equal to 3 °C/s, preferably between 3-10 °C/s, more preferably between 5-10 °C. /s, until reaching a temperature below the surface temperature of 400°C at the end of the cooling table or "Stelmor®"; and a second steel spheroidization process at a subcritical temperature below the critical temperature of A1 steel , preferably 30 °C lower than the critical temperature A1, such as 720 °C. In this lower temperature range, austenitization of the steel is avoided.
  • the duration of the heat treatment is greater than or equal to 6 hours, and preferably less than or equal to 6 hours. equal to 20 hours, even more preferably less than or equal to 10 hours, for example 10 hours for G1 classification steels and 6 hours for G2 classification steels.
  • the first quenching process of the invention can be carried out without presenting an upper limit on its rapid quenching rate, since it does not affect the second spheroidization process.
  • the first stage of heat treatment consists of rapid cooling just after hot rolling.
  • Controlled cooling is preferably carried out to a temperature below 400 °C. In this way, it is guaranteed that the phase transformation takes place in its entirety on the cooling table, and therefore under controlled conditions of fast cooling greater than or equal to 3 °C/s, for example within the range of 3-10 °C /s that proposes the procedure. If the cooling were carried out to a temperature higher than 400°C, there would be a risk that there would be an austenite fraction still to be transformed after the cooling table, which transforms under slow cooling conditions, giving rise to undesired soft phases that require time. longer spheroidization. After this cooling step, the steel wire of the invention is too hard, and does not exhibit sufficient formability for cold heading.
  • an example of steel cooled according to the present invention after being cooled at a rate of 3 °C/s to a temperature of 400 °C, and without having yet undergone the spheroidization heat treatment, shows hardness values Vickers of 320 HV and ductility or elongation at break of 18%, not being suitable for cold heading. That is why a second subsequent stage of softening heat treatment, known as spheroidization, is required.
  • the second stage of spheroidization is carried out after the cooling stage, in order to soften the steel and provide it with greater cold formability.
  • the cementite present in the different phases of the cooled steel spheroidizes, thereby softening the microstructure in general.
  • the process of the invention allows obtaining spheroidized steels of classification G1 or G2 (according to the ASTM F2282 standard), with adequate cold formability.
  • This classification of steel according to the ASTM F2282 standard is carried out by comparing the appearance of the microstructure with a series of reference standards that are defined by the IFI spheroidization classification included in the standard itself.
  • the standard also establishes the percentage of cementite that must be spheroidized, and some microstructural characteristics that must be met, in order to assign a certain classification to the steel.
  • a spheroidal percentage of between 60-80% must be met, and the steel must present a homogeneous distribution of mostly spheroidal carbides, although the presence of lamellar cementites is allowed.
  • the spheroidized percentage must be greater than 80%, and there must be no lamellar cementites.
  • the RA (Aspect Ratio) of the cementite has been taken as a spheroidization criterion that is less than 3 (RA ⁇ 3), a criterion usually taken in the related literature.
  • microstructure of the resulting steel, with the spheroidite formed (Fe 3 C iron carbide spheres) on the matrix, can be seen in the photomicrographs of figures 1 and 2 for the steel wires of classification G1 and G2, respectively.
  • the microstructure of G1 steel (figure 1) is characterized by a very high degree of spheroidization, in which the cementite is homogeneously distributed over the continuous ferrite matrix, as can be seen in figures 1a and 1b. Taking as a spheroidization criterion that the aspect ratio of the cementite is less than 3, it is obtained that the spheroidized percentage is 82%.
  • the distribution of cementite is very homogeneous throughout the ferrite matrix.
  • the cementite spheres located on grain joints experience greater thickening than those located inside the grains, and in some cases they merge to form larger particles, although they remain essentially retaining a globular shape.
  • FIG. 2a shows that the microstructure is highly spheroidized, with a degree of spheroidization of 76%, presenting an appearance similar to that of G1 steel.
  • FIG. 2b shows that the microstructure in the G2 steel presents a higher density of cementite particles. This effect is due to the reduction in treatment time, which means that the cementite dissolution/thickening processes are not at such an advanced stage as in G1.
  • FIG 2c elongated forms of cementite (high aspect ratios) are more frequent than in the case of G1 steel (see figure 1c).
  • microstructures of the steel of the invention are compared with the microstructures of other commercial steels spheroidized by conventional methods (figure 3).
  • the microstructure of conventional steel is made up of carbide-free proeutectoid ferrite (cementite) and partially spheroidized pearlite.
  • the pearlite retains the characteristics of the original pearlite colony, with a very pronounced lamellar structure (see figure 3b).
  • Cementite has both globular and strongly lamellar forms with very high aspect ratios (see figure 3c).
  • the degree of spheroidization of cementite in this conventional steel is only 40%.
  • the microstructure obtained by the method described in the present invention is characterized by presenting a homogeneous dispersion of globular cementite (spheroidite) on a continuous ferrite matrix (figure 1).
  • spheroidite globular cementite
  • the degree of spheroidization of the cementite is much lower, preserving the structure layer of the original pearlite, and presenting a non-homogeneous dispersion of the cementite.
  • the proeutectoid ferrite grains, resulting from the phase transformation at low cooling rates do not harbor cementite inside. This can produce a more heterogeneous plastic flow during forming operations, as the proeutectoid ferrite is a softer phase than the pearlite colony.
  • the longer spheroidization heat treatment time required in the conventional route leads to the cementites located at the grain juncture experiencing a more pronounced thickening than in the case of the procedure described, in which the duration of this treatment is much shorter.
  • the average cementite grain size is commonly around 0.35 ⁇ m (depending on the alloy grade) or even higher, and the average cementite grain size is around at 0.12 ⁇ m.
  • Ductile failure begins at the cavity knotting stage that occurs around carbides such as cementite or other secondary phases. In spheroidized steels it is known that the formation of cavities is mainly associated with those carbides that have a particle size much higher than the average size.
  • the distribution of cementite sizes in the G1 and G2 steels obtained through the procedure is narrower than in the case of the conventional route, and therefore it is expected that the process of nudity of cavities related to cementite will be initiated at deformation levels. higher, with the consequent reduction in the risk of breakage during cold forming operations.
  • a soft spheroidization annealing treatment is further provided after cooling.
  • the conventional spheroidization heat treatment of the state of the art is carried out at subcritical or intercritical temperatures of the steel for times greater than 20 hours.
  • Figure 4 shows the Vickers hardness (on the Y axis) of the final spheroidized steels obtained, both for the spheroidized steels of the present invention of classification G1 and G2 (thermally treated at 720 °C for 10 h and 6 h respectively) , as well as for various commercial spheroidized steels from other suppliers.
  • the steels of the present invention of classification G1 and G2 present Vickers hardness values of 185 HV and 200 HV respectively, which are similar to the hardness values of other commercial spheroidized steels from other suppliers (175 -207 HV).
  • Figure 5 shows ductility data (figure 5a deformation, Figure 5b reduction in Area %, Figure 5c elongation at break %) of the final spheroidized steels, both for steels G1 and G2 and for conventional spheroidized steel.
  • the steels of the present invention of classification G1 and G2 present ductility data, such as deformation (figure 5a) and elongation at break (figure 5c), very similar to those of conventional spheroidal steel.
  • the elongation at break is around 26% for all steels compared. All This indicates that G1 and G2 steels have a formability similar to that of conventional spheroidized steel.
  • the novel process described in the present invention which is a combination of two thermal treatments of cooling and spheroidization after hot rolling, has the following advantages over the processes of the state of the art: a) The treatment of The cooling of the present invention is faster (greater than or equal to 3 °C/s) than the conventional cooling treatments of the state of the art, which allows a greater speed and efficiency of the production process. In addition, despite using a high cooling rate, a steel with low hardness and cold formability similar to that of conventional steels is finally achieved, after the application of a spheroidization heat treatment, suitable for cold heading and the production of elements. clamping and mechanical fixing.
  • the high cooling rate unlike what occurs in the conventional processes of the state of the art, does not negatively affect the properties of the final steel obtained after softening heat treatment.
  • the spheroidization annealing treatment of the present invention is mild and of shorter duration (annealing at subcritical temperature, for example 720 °C, for 6h and 10h, to obtain G1 and G2 classification steels, respectively). It has been found that the microstructure obtained by cooling at higher speeds undergoes an accelerated cementum spheroidization process.
  • the medium or high carbon steel product obtained through the process of the invention has similar toughness and hardness properties, with respect to the steels of the state of the art obtained through a conventional route of cooling and subsequent annealing of spheroidization, fulfilling the cold formability requirements established by the ASTM F2282 standard.
  • the mechanical properties for specific examples of the steels G1 and G2 of the invention, after prior cooling at a rate of 5 °C/s, until reaching a surface temperature of 400 °C, and subsequent spheroidization are as follows : o Steel of Classification G1 (720 °C / 10h): hardness of 185 HV and reduction in area of 71%. o Classification G2 Steel (720 °C Z6h): hardness of 200 HV and reduction in area of 69%.

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Abstract

Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío, que comprende las etapas de laminado en caliente de acero para formar el producto, enfriamiento del acero laminado, y esferoidización del acero enfriado. El procedimiento se caracteriza por que el enfriamiento se realiza a una velocidad mayor o igual a 3 °C/s, y la esferoidización se realiza a temperatura subcrítica durante un período de tiempo mayor o igual a 6 horas.

Description

DESCRIPCIÓN
PROCEDIMIENTO DE FABRICACIÓN DE UN PRODUCTO DE ACERO PARA ENCABEZADO EN FRÍO Y PRODUCTO OBTENIDO POR DICHO PROCEDIMIENTO
Sector de la técnica
La presente invención pertenece al campo de la metalurgia, más concretamente al campo de la fabricación de acero, y se refiere a un procedimiento para fabricar productos de acero para encabezado en frío, es decir adecuados para su encabezado en frío posterior. La invención también se refiere a productos de acero obtenidos mediante tal procedimiento.
Estado de la técnica
Los productos de acero al carbono para encabezado en frío tales como alambres o barras de acero, se emplean ampliamente para la fabricación de elementos de sujeción o fijación como, por ejemplo, tomillos, pemos, tuercas, remaches, arandelas, etc., o componentes de automoción, como engranajes, ejes de transmisión, pernos de bola, bulones del pistón etc. El encabezado en frío puede ir seguido de otros procesos como la extrusión, la acuñación, el punzonado o la laminación de roscas. Convencionalmente, los elementos de fijación se fabrican mediante operaciones de encabezado en frío. Se denomina encabezado en frío a la operación de recalcado que se realiza sobre el extremo de la pieza. El proceso consiste en acumular material en el extremo de la pieza mediante una operación de compresión u operaciones de conformado realizadas mediante prensa o martillo, con el fin de modificar su forma a temperatura ambiente sin necesidad de calentar, con el consiguiente ahorro energético.
Para poder fabricar los elementos de sujeción mediante encabezado en frío, el acero debe exhibir buenas propiedades de confbrmabilidad en frío, para así evitar la aparición de defectos, como pliegues y grietas de corte en la cabeza. Además, el producto de acero debe poseer una baja dureza, para facilitar las operaciones de conformado y alargar la vida útil del utillaje necesario.
Convencionalmente, los productos de acero se fabrican mediante una etapa de laminado en caliente, seguida de una etapa de enfriamiento. Las propiedades mecánicas finales del producto de acero dependen en gran medida de las condiciones de la etapa de enfriamiento después del laminado en caliente. Durante la etapa de enfriamiento se pueden producir diferentes microestructuras, como lo son la perlita, la bainita, la martensita, o la propia ferrita (fase a del hierro). La formación de unas fases u otras en el acero tras el enfriamiento va a depender del propio material (por ejemplo, diámetro del alambre o la barra y la composición del acero), así como de los parámetros de dicho proceso de enfriamiento.
La dureza y la conformabilidad en frío del acero se ven afectadas por las condiciones de enfriamiento tras la laminación. Normalmente, en la fabricación de alambre o barra de acero las condiciones de fabricación están supeditadas a la obtención de un producto laminado de dureza baja e inferior a un máximo establecido (requisito fijado por el cliente).
Es conocido que la dureza del producto laminado se reduce aplicando velocidades de enfriamiento lentas, por lo que convencionalmente en el estado de la técnica se enfría a velocidades lentas en tomo a 0,1 -0,5 °C/s, después del laminado en caliente, con el fin de evitar la formación de fases duras como la bainita, la perlita fina y la martensita, y promoviendo así la formación de otras microestructuras más blandas como lo son la ferrita proeutectoide blanda y los componentes de perlita gruesa.
Como se ha comentado anteriormente, el proceso de enfriamiento tras el laminado en caliente condiciona la dureza de la microestructura del acero. Para operaciones de conformado en frió que consisten en golpes simples con aplicación de bajas reducciones, el alambre o barra de acero puede usarse tras el enfriamiento y sin tratamiento térmico previo, dado que la conformabilidad en frío del acero es suficiente para pequeñas deformaciones. Sin embargo, cuando la operación de conformado en frió implica grandes reducciones y/o múltiples golpes, se exige una mayor conformabilidad, por lo que tras el enfriamiento del acero se aplica una etapa adicional de esferoidización.
La esferoidización consiste en un tratamiento térmico de ablandamiento que se aplica antes del conformado en frío. Durante el proceso de esferoidización, la condición laminar inicial de la cementita (FeaC) en la perlita evoluciona a una forma globular, lo que confiere al alambre de acero la conformabilidad mejorada deseada y menor dureza.
Con el fin de obtener valores de dureza que no sobrepasen los límites establecidos, en el estado de la técnica, el tratamiento térmico de esferoidización generalmente se realiza mediante tratamientos subcríticos o intercríticos de larga duración (habitualmente superiores a 20h) a temperaturas cercanas a la temperatura crítica A1.
Durante la esferoidización, la temperatura debe ser lo suficientemente elevada como para promover la suficiente difusión en estado sólido, de forma que la cementita pueda adquirir una morfología globular. Cabe tener en cuenta que este proceso de tratamiento térmico convencionalmente implica un consumo de energía y tiempo elevado y, en consecuencia, la aplicación de este tratamiento térmico es costosa, siendo generalmente la etapa más costosa de la producción.
El documento W02020032785A1 divulga un procedimiento de fabricación de cables o alambres de acero de bajo y medio contenido en carbono (entre 0.15-0.50% en masa) adecuado para el encabezado en frío, que es capaz de reducir el tiempo del tratamiento térmico de ablandamiento o esferoidización. El procedimiento de fabricación del alambre que se describe en el documento consiste en, tras un calentamiento inicial a 900-1050 °C durante 3 h, y un posterior laminado en caliente a temperatura Ae3, aplicar un enfriamiento controlado y relativamente rápido a 3-20 °C/s al paso de la barra de acero en la mesa de enfriamiento o “Stelmor®", y la aplicación posterior opcional de un tratamiento térmico subcrítico de corta duración, obteniéndose un acero que satisface los requisitos de conformabilidad en frío que establece la norma ASTM F2282.
Una limitación del procedimiento del documento W02020032785A1 es que, además de requerir un calentamiento inicial a 900-1050 °C durante 3 h, también requiere un posterior laminado en caliente a temperaturas cercanas a la temperatura intercrítica del acero (cerca de la Ae3), para conseguir inducir la transformación de fase durante las últimas pasadas y maximizar la fracción blanda de ferrita proeutectoide. La aplicación de tecnologías basadas en la laminación intercrítica resulta muy complicada o incluso inviable en las instalaciones actuales de la mayoría de las acerías, debido a las elevadas cargas a aplicar para conseguir deformar el acero en dicho rango de temperaturas. Este problema se agrava cuando además el acero a laminar presenta contenidos medios o altos en carbono, como es el caso de los alambres y barras de aceros que se destinan a la fabricación de elementos de fijación.
En resumen, las rutas convencionales para la fabricación de productos largos como alambres y barras de acero buscan satisfacer los requisitos de dureza mínima que exige habitualmente el cliente. Este condicionante supone aplicar velocidades de enfriamiento muy lentas en la mesa de enfriamiento o “Stelmor®", con el fin de evitar la formación de microestructuras que aportan dureza y reducen la conformabilidad del acero, lo que ralentiza el proceso de fabricación de los cables de acero.
Sin embargo, cuando el alambre o barra de acero va a ser destinado a operaciones de conformado en frío severo, como en el caso de las operaciones de recalcado o encabezado en frío, la microestructura del acero que se obtiene bajo esta condición no resulta adecuada, ya que requiere de tratamientos de esferoidización posteriores demasiado largos, para conseguir una esferoidización y ablandamiento suficiente, lo que supone un mayor tiempo y uso de energía. Esto supone un ralentizamiento del proceso, y un mayor coste e impacto ambiental.
La presente invención tiene como objetivo proporcionar un procedimiento de fabricación de productos de acero para encabezado en frío que permita obtener productos de acero para encabezado de dureza y conformabilidad adecuadas, o incluso mejoradas respecto a los procedimientos conocidos en el estado de la técnica, que no obstante sea más rápido e implique menor gasto de energía y costes.
Objeto de la invención
Con la finalidad de cumplir este objetivo y solucionar los problemas técnicos comentados hasta el momento, la presente invención proporciona un procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío, que comprende las etapas de: laminado en caliente del acero para formar el producto; enfriamiento tras la laminación en caliente a una velocidad mayor o igual a 3 °C/s; y esferoidización del acero. De acuerdo con la invención, se consiguen aceros de dureza y conformabilidad en frío adecuadas con la aplicación de un tratamiento térmico de esferoidización a temperatura subcrítica durante un período de tiempo mayor o igual a 6 horas. Dicho tiempo de esferoidización es también preferiblemente menor o igual a 20 horas, aún más preferiblemente menor o igual a 10 horas.
En la presente invención el ablandamiento del acero es causado por el tratamiento térmico final de esferoidización. Sorprendentemente, dicho tratamiento térmico final de esferoidización de acuerdo con la invención, aplicado al acero durante un tiempo mucho menor y a una temperatura subcrítica, permite obtener un producto de acero para encabezado de dureza y conformabilidad en frío adecuadas. El acero apto para el procedimiento de acuerdo con la invención es un acero con contenido medio o alto en carbono. Particularmente, el procedimiento es aplicable para grados de acero tales como aceros al cromo (Cr), aceros al cromo-molibdeno (Cr-Mo), o aceros al boro (B).
Tras el laminado en caliente inicial, se realiza un enfriamiento posterior a una velocidad de enfriamiento mayor o igual a 3 °C/s, hasta alcanzar una temperatura por debajo de 400°C en superficie al final de la mesa de enfriamiento o “Stelmor®" para así garantizar que la transformación de fase se lleva a cabo en su totalidad bajo las condiciones de enfriamiento citadas. Enfriar a velocidades de enfriamiento mayores a 3 °C/s produce aceros de dureza superior a los del estado de la técnica, pero permite acelerar el proceso de fabricación de productos de acero. El incremento en dureza con respecto a la ruta convencional en la que el acero se enfria a velocidad más lenta, se contrarresta durante la etapa de tratamiento térmico de esferoidización, al haberse observado que las microestructuras de acero formadas bajo condiciones de enfriamiento más rápido experimentan un mayor ablandamiento durante la esferoidización.
La segunda etapa de tratamiento térmico puede ser o no consecutiva, realizándose tras el enfriamiento. Por ejemplo, tras la laminación en caliente y posterior enfriamiento de la barra hasta temperatura ambiente en la mesa de enfriamiento, esta puede bobinarse y ser almacenada. En una etapa posterior las bobinas se introducirían en un homo en el que se aplica el tratamiento térmico de esferoidización. En esta etapa las bobinas de acero se someten a un tratamiento térmico de esferoidización cuyo objetivo es ablandar el acero y proveerlo de mayor conformabilidad en frío. El tratamiento de esferoidización comprende un recocido del acero durante un tiempo mayor o igual a 6 horas, y preferiblemente menor o igual a 20 horas, aún más preferiblemente menor o igual a 10 horas; y a una temperatura subcrítica por debajo de la temperatura crítica A1 de transformación austenítica del acero, temperatura A1 que depende de la composición del acero. La temperatura subcrítica a la que se realiza el tratamiento de esferoidización es preferiblemente una temperatura 30 °C inferior a la temperatura crítica A1, por ejemplo 720 °C. El hecho de realizar la esferoidización a una temperatura subcrítica en la presente invención, y en un rango de tiempo mayor o igual a 6, y preferiblemente menor o igual a 20 horas, más preferiblemente menor o igual a 10 horas, permite conseguir una dureza similar a la de los procesos del estado de la técnica, pero con un menor tiempo y uso de energía. En contraste, en el estado de la técnica, para conseguir un acero esferoidizado de dureza similar, es necesario realizar tratamientos de esferoidización a temperatura crítica y mucho más prolongados, habitualmente de al menos 20 horas o más largos.
Un segundo aspecto de la invención se refiere al producto de acero para encabezado obtenible mediante el procedimiento descrito de acuerdo con la invención. La invención se concibe especialmente para productos de acero para encabezado tales como alambres o cables de acero.
Descripción de las Figuras
La figura 1 muestra la microestructura final de un acero de contenido medio en carbono de clasificación G1, obtenida mediante microscopía electrónica FEG-SEM, para un cable de acero laminado en caliente, posteriormente enfriado a 5°C/s hasta temperatura ambiente, y finalmente sometido a un tratamiento de esferoidización a 720 °C durante 10 horas. La microestructura se presenta a diferentes magnificaciones 1a (2000x), 1b (4000x) y 1c (10000X).
La figura 2 muestra la microestructura final del mismo grado de acero de clasificación G2, obtenida mediante microscopía electrónica FEG-SEM, para un cable de acero laminado en caliente, posteriormente enfriado a 5 °C/s hasta temperatura ambiente, y finalmente sometido a un tratamiento de esferoidización a 720 °C durante 6 horas. La microestructura se presenta a diferentes magnificaciones 1a (2000x), 1b (4000x) y 1c (10000x).
La figura 3 muestra la microestructura final de un acero de composición igual a los mostrados en las figuras 1 y 2 con microestructura esféroidizada, obtenida mediante microscopía electrónica FEG-SEM, que ha sufrido un proceso de enfriamiento más lento (de 0,1-0,5°C/s) similar al que tendría lugar de acuerdo con la ruta convencional de fabricación de alambrón de acero, seguido de un proceso de tratamiento térmico de recocido de ablandamiento subcrítico de mucha mayor duración (50 horas a 720 °C), en comparación con los aceros G1 y G2 de la presente invención. La microestructura se presenta a diferentes magnificaciones 1a (2000x), 1b (4000x) y 1c (10000x).
La figura 4 es un gráfico que representa la comparación de la dureza final Vickers (en el eje Y) de los aceros esferoidizados G1 y G2 de la presente invención, respecto a la de aceros comerciales con recocido de ablandamiento de otros fabricantes de acero, como lo son Fuhong, Encoremetals y Fongshun. La figura 5 es un gráfico que representa la comparación de la ductilidad de los aceros esferoidizados G1 y G2, respecto a la ductilidad de aceros convencionales para encabezado en frío. En la figura 5a se representa la deformación del acero (mm/mm) en el eje X, en función de la tensión aplicada (MPa) en el eje Y, durante un ensayo de tracción. En la figura 5b se presenta el % de reducción de área de la sección transversal de las probetas ensayadas de acero, tras rotura. En la figura 5c se representa el % de alargamiento de la probeta inicial respecto a la longitud inicial de la probeta, tras rotura de la probeta ensayada. Los parámetros de ductilidad comparados son así pues la deformación en la figura 5a, la reducción en área (%) en la figura 5b, y el alargamiento (%) en la figura 5c. Las medidas se han realizado para los aceros esferoidizados G1 y G2 de la presente invención, así como para acero convencional para encabezado en frío (C), presentándose la comparación entre estos aceros.
Descripción detallada de la invención
La invención se refiere a un procedimiento para fabricar productos de acero al carbono con mejor confbrmabilidad en frío y dureza similar a la de los productos de acero fabricados mediante procedimientos convencionales utilizados en el estado de la técnica, que no obstante sea más rápido e implique menor gasto de energía y costes, con el consiguiente menor impacto ambiental.
El producto de acero obtenido es apto para el encabezado en frío empleado en la fabricación de elementos de sujeción y fijación mecánica tales como arandelas, tomillos, etc.
De acuerdo con la invención, tras laminar en caliente el acero de partida, al acero se le realiza dos etapas de tratamiento térmico consecutivas.
Estas dos etapas de tratamiento térmico constan de un primer proceso de enfriamiento rápido del acero al carbono, a una velocidad mayor o igual a 3 °C/s, preferiblemente entre 3-10 °C/s, más preferiblemente entre 5-10 °C/s, hasta alcanzar una temperatura por debajo de la temperatura de 400°C en superficie al final de la mesa de enfriamiento o “Stelmor®"; y un segundo proceso de esferoidización del acero a temperatura subcrítica inferior a la temperatura crítica del acero A1, preferiblemente 30 °C inferior a la temperatura crítica A1, como por ejemplo 720 °C. En este rango de temperaturas inferior se consigue evitar la austenización del acero. La duración del tratamiento térmico es mayor o igual a 6 horas, y preferiblemente menor o igual a 20 horas, aún más preferiblemente menor o igual a 10 horas, por ejemplo 10 horas para aceros de clasificación G1 y 6 horas para aceros de clasificación G2.
Así pues, el primer proceso de enfriamiento de la invención se puede realizar sin presentar un límite superior en su velocidad de enfriamiento rápido, ya que ésta no afecta al segundo proceso de esferoidización.
No obstante, en la presente invención, se ha observado que ciertos rangos de velocidad de enfriamiento presentan ventajas técnicas asociadas.
Concretamente, el enfriamiento rápido en el rango 3-10 °C/s es capaz de evitar la formación de martensita que podría formarse a mayores velocidades de enfriamiento, lo que reduce considerablemente el riesgo de agrietamiento del acero durante el enfriamiento, dado el cambio brusco de volumen asociado a la formación de martensita.
Adicionalmente, también se ha observado que el rango de enfriamiento rápido entre 5-10 °C/s consigue suprimir totalmente la formación de ferrita proeutectoide, consiguiéndose una microestructura constituida en su totalidad por bainita, lo que confiere al acero una mayor homogeneidad estructural tras el segundo tratamiento de esferoidización.
La primera etapa de tratamiento térmico consta de un enfriamiento rápido justo tras el laminado en caliente. El enfriamiento controlado se realiza preferiblemente hasta una temperatura menor a 400 °C. De esta forma se garantiza que la transformación de fase transcurre en su totalidad en la mesa de enfriamiento, y por tanto bajo condiciones controladas de enfriamiento rápido mayor o igual a 3 °C/s, por ejemplo dentro del rango de 3-10°C/s que propone el procedimiento. Si el enfriamiento se realizara hasta una temperatura superior a los 400°C se correría el riesgo de que haya una fracción de austenita aún por transformar tras la mesa de enfriamiento, que transforme bajo condiciones de enfriamiento lento dando lugar a fases blandas indeseadas que requieren tiempos más largos de esferoidización. Tras esta etapa de enfriamiento, el alambre de acero de la invención es demasiado duro, y no presenta suficiente conformabilidad para el encabezado en frío. De hecho, un ejemplo de acero enfriado de acuerdo con la presente invención, tras ser enfriado a una velocidad de 3 °C/s hasta una temperatura de 400 °C, y sin haberle aún hecho el tratamiento térmico de esferoidización, presenta valores de dureza Vickers de 320 HV y de ductilidad o elongación a rotura de 18%, no siendo apto para el encabezado en frío. Es por ello que se requiere de una segunda etapa posterior de tratamiento térmico de ablandamiento, conocida como esferoidización.
La segunda etapa de esferoidización se realiza tras la etapa de enfriamiento, con el fin de ablandar el acero y proveerlo de mayor conformabilidad en frío. Durante esta etapa rápida de esféroidización, la cementita presente en las diferentes fases del acero enfriado esferoidiza, y con ello se consigue un ablandamiento de la microestructura en general.
Particularmente, el procedimiento de la invención permite obtener aceros esferoidizados de clasificación G1 o G2 (según la norma ASTM F2282), de adecuada conformabilidad en frío. Esta clasificación del acero según la norma ASTM F2282 se realiza por comparación del aspecto de la microestructura con una serie de patrones de referencia que vienen definidos por la clasificación de esferoidización IFI que recoge la propia norma. La norma establece también el porcentaje de cementita que debe estar esferoidizado, y unas características microestructurales que deben cumplirse, para poder asignarle una determinada clasificación al acero. Así, para la clasificación G2, se tiene que cumplir con un porcentaje esferoidizado de entre el 60-80%, y el acero debe presentar una distribución homogénea de carburos mayoritariamente esferoidales, aunque se permite la presencia de cementitas laminares. Para la clasificación G1, el porcentaje esferoidizado debe ser superior al 80%, y no deben existir cementitas laminares.
En el contexto de esta invención, para la clasificación realizada se ha tomado como criterio de esferoidización que la RA (Relación de Aspecto) de la cementita sea menor a 3 (RA<3), criterio tomado habitualmente en la literatura relacionada.
La microestructura del acero resultante, con la esferoidita formada (esferas de carburo de hierro Fe3C) sobre la matriz, se puede observar en las fotomicrografías de las figuras 1 y 2 para los alambres de acero de clasificación G1 y G2 respectivamente.
La microestructura del acero G1 (figura 1) se caracteriza por presentar un grado de esferoidización muy elevado, en la que la cementita se encuentra homogéneamente distribuida sobre la matriz continua de ferrita, como se aprecia en la figura 1a y 1b. Tomando como criterio de esféroidización que la relación de aspecto que presente la cementita sea menor a 3, se obtiene que el porcentaje esferoidizado es del 82%. La distribución de la cementita es muy homogénea en toda la matriz de ferrita. Por otra parte, en la figura 1c se observa que las esferas de cementita situadas sobre juntas de grano experimentan un engrasamiento mayor que las que se sitúan en el interior de los granos, y en algún caso se fusionan formando partículas de mayor tamaño, aunque siguen conservando en esencia una forma globular.
La microestructura del acero G2 se presenta en la figura 2. En la figura 2a se observa que la microestructura está altamente esferoidizada, con un grado de esferoidización del 76%, presentando un aspecto similar a la del acero G1. Sin embargo, al analizar la microestructura a mayor detalle (figura 2b) se aprecia que la microestructura en el acero G2 presenta una mayor densidad de partículas de cementita. Este efecto se debe a la reducción del tiempo de tratamiento, que hace que los procesos de disolución/engrosamiento de cementita no se encuentren en un estado tan avanzado como en G1. Como se aprecia en la figura 2c, las formas alargadas de cementita (altas relaciones de aspecto) son más frecuentes que en el caso del acero G1 (ver figura 1c).
En ambos aceros G1 y G2 (figuras 1 y 2) se observan cementitas globulares en junta de grano de tamaño medio (diámetro equivalente), de 0,20 pm y 0,19 pm para los aceros de clasificación G1 y G2 respectivamente. En el interior del grano, el tamaño medio de cementita es de 0,12 pm para G1, y de 0,10 pm para G2.
A continuación se comparan las microestructuras del acero de la invención (en este caso el de la figura 1) respecto a las microestructuras de otros aceros comerciales esferoidizados mediante métodos convencionales (figura 3).
Como puede verse en la figura 3a, la microestructura del acero convencional está formada por ferrita proeutectoide libre de carburos (cementita) y perlita parcialmente esferoidizada. La perlita conserva las características de la colonia de perlita original, con una estructura laminar muy acusada (ver figura 3b). La cementita presenta tanto formas globulares como fuertemente laminares con altísimas relaciones de aspecto (ver figura 3c). El grado de esferoidización de la cementita en este acero convencional es de tan solo el 40%.
En contraste, la microestructura obtenida mediante el procedimiento descrito en la presente invención, se caracteriza por presentar una dispersión homogénea de cementita globular (esferoidita) sobre una matriz continua de ferrita (figura 1). En la ruta convencional (figura 3), el grado de esferoidización de la cementita es muy inferior, conservándose la estructura laminar de la perlita de origen, y presentando una dispersión de la cementita no homogénea. Además, en la microestructura convencional (figura 3), los granos de ferrita proeutectoide, resultado de la transformación de fase a velocidades bajas de enfriamiento, no albergan cementita en su interior. Esto puede producir un flujo plástico más heterogéneo durante las operaciones de conformado, al tratarse la ferrita proeutectoide de una fase más blanda que la colonia de perlita.
El mayor tiempo de tratamiento térmico de esferoidización necesario en la ruta convencional conduce a que las cementites situadas en junte de grano experimenten un engrasamiento más acusado que en el caso del procedimiento que se describe, en el que la duración de este tratamiento es mucho menor. En la rute convencional, el tamaño medio de la cementita en junte de grano es comúnmente de alrededor de 0,35 μm (dependiendo del grado de aleación) o incluso superior, y el tamaño medio de la cementita en el interior del grano es en tomo a 0,12 μm. La rotura dúctil tiene su inicio en la etapa de nudeación de cavidades que tiene lugar alrededor de los carburos como la cementita u otras fases secundarias. En los aceros esferoidizados se conoce que la formación de cavidades está asodada principalmente con aquellos carburos que presenten un tamaño de partícula muy superior al tamaño medio. La distribución de tamaños de cementita en los aceros G1 y G2 obtenidos mediante el procedimiento es más estrecha que en el caso de la rute convencional, y por tanto cabe esperar que el proceso de nudeación de cavidades reladonados con la cementita se inide a niveles de deformación mayores, con la consecuente disminución del riesgo de rotura durante las operaciones de conformado en frío.
Por lo que se refiere a la dureza, dado que una mayor dureza del acero implica normalmente una menor conformabilidad de éste y un mayor desgaste de las herramientas utilizadas para trabajar dicho acero, se suelen utilizar unos límites máximos aptos de dureza para los grados de acero. Por ejemplo, para el grado de acero AISI 5140, algunos proveedores de barras declaran los siguientes valores máximos de dureza Vickers:
• Vishal ≤ 210 HV
• DongGuan RuiYuan Steel ≤ 210 HV
• Aleaciones Rythme ≤ 217 HV
De acuerdo con la experiencia en este grado de acero AISI 5140, independientemente de la estrategia de laminación, con el fin de obtener dichos valores de dureza y sin superar los límites de dureza establecidos, en el estado de la técnica es conocido que se debe utilizar una tasa de enfriamiento promedio relativamente lenta, que suele estar en el estado de la técnica en el rango de 0,1 -0,5 °C/s.
Además, para este grado de acero AISI 5140, cuando se exige una alta conformabilidad en frío, se proporciona además tras el enfriamiento un tratamiento de recocido suave de esferoidización. El tratamiento térmico de esferoidización convencional del estado de la técnica se realiza a temperaturas subcríticas o intercrítcas del acero durante tiempos superiores a 20 horas.
Seguidamente, se listan algunos de los valores de dureza Vickers obtenidos para este tipo de acero tras la aplicación del tratamiento térmico de esferoidización convencional, según diferentes proveedores:
• Fuhong = 200 HV
• Encoremetals = 207 HV
• Fongshun = 175 HV
En la figura 4 se representa la dureza Vickers (en el eje Y) de los aceros finales esferoidizados obtenidos, tanto para los aceros esferoidizados de la presente invención de clasificación G1 y G2 (tratados térmicamente a 720 °C durante 10 h y 6 h respectivamente), como para distintos aceros comerciales esferoidizados de otros proveedores.
En esta figura 4 se puede observar que los aceros de la presente invención de clasificación G1 y G2 presentan valores de dureza Vickers de 185 HV y 200 HV respectivamente, que son similares a los valores de dureza de otros aceros comerciales esferoidizados de otros proveedores (175-207 HV).
En la figura 5 se representan datos de ductilidad (figura 5a deformación, Figura 5b reducción en Área %, Figura 5c elongación a rotura %) de los aceros finales esferoidizados, tanto para los aceros G1 y G2 como para acero esferoidizado convencional.
Es esta figura 5 se puede observar que los aceros de la presente invención de clasificación G1 y G2 presentan datos de ductilidad, tales como deformación (figura 5a) y elongación a rotura (figura 5c), muy similares a los del acero esferoidizado convencional. Por ejemplo, la elongación a rotura se encuentra en tomo al 26% para todos los aceros comparados. Todo ello indica que los aceros G1 y G2 presentan una conformabilidad similar a la del acero convencional esferoidizado.
La comparación de las propiedades mecánicas de los cables de acero de clasificación G1 y G2, respecto a la de otros cables de acero comerciales, demuestra que la dureza y ductilidad obtenidas para los cables de acero de la invención, mediante el método de tratamiento térmico de la invención, permiten obtener cables de acero suficientemente blandos (en tomo a 185- 200HV) y de propiedades mecánicas similares a otros cables de acero esferoidizados del estado de la técnica, siendo así aptos para el encabezado en frío y la posterior fabricación de elementos de sujeción y fijación mecánica.
Así pues, el proceso novedoso descrito en la presente invención, que es una combinación de dos tratamientos térmicos de enfriamiento y de esferoidización tras el laminado en caliente, presenta las siguientes ventajas respecto a los procesos del estado de la técnica: a) El tratamiento de enfriamiento de la presente invención es más rápido (mayor o igual a 3 °C/s) que los tratamientos de enfriamiento convencionales del estado de la técnica, lo que permite una mayor rapidez y eficiencia del proceso de producción. Además, pese a utilizar una alta velocidad de enfriamiento se consigue finalmente un acero de baja dureza y conformabilidad en frío similar a la de aceros convencionales, tras la aplicación de un tratamiento térmico de esferoidización, apto para el encabezado en frió y la producción de elementos de sujeción y fijación mecánica. Dicho de otra manera, la alta velocidad de enfriamiento, a diferencia de lo que ocurre en los procesos convencionales del estado de la técnica, no repercute negativamente en las propiedades del acero final obtenido tras tratamiento térmico de ablandamiento. b) El tratamiento de recocido de esferoidización de la presente invención es suave y de duración más corta (recocidos a temperatura subcrítica, por ejemplo 720 °C, durante 6h y 10h, para la obtención de aceros de clasificación G1 y G2 respectivamente). Se ha comprobado que la microestructura obtenida mediante el enfriamiento a mayor velocidad experimenta un proceso de esferoidización de la cementóla acelerado. Esto contrasta con los recocidos de esferoidización convencionales para obtener aceros de propiedades similares del estado de la técnica, que son más largos (superiores a 20 h), con el consiguiente ahorro de tiempo y energía del método de la presente invención; así como un menor impacto medioambiental del proceso. c) La combinación de los tratamientos de enfriamiento y esferoidización de la invención resulta en microestructuras de aceros de clasificación G1 y G2, que presentan una tenacidad adecuada para la producción de elementos de fijación y sujeción mecánica de acuerdo con la norma ASTM F2282. Además, la distribución de cementita de los aceros de la presente invención es más homogénea, al suprimir la formación de ferrita proeutectoide en la etapa de enfriamiento, lo que disminuye el riesgo de fisuras durante las etapas de conformado en frío asociadas a la disparidad de propiedades mecánicas entre fases. d) El producto de acero al carbono medio o alto obtenido mediante el procedimiento de la invención posee propiedades de tenacidad y dureza similar, respecto a los aceros del estado de la técnica obtenidos mediante una ruta convencional de enfriamiento y posterior recocido de esferoidización, cumpliendo los requisitos de conformabilidad en frío que establece la norma ASTM F2282. Las propiedades mecánicas para ejemplos específicos de los aceros G1 y G2 de la invención, tras realizarles un enfriamiento previo a una velocidad de 5 °C/s, hasta alcanzar una temperatura de 400 °C en superficie, y una posterior esferoidización, son las siguientes: o Acero de Clasificación G1 (720 °C / 10h): dureza de 185 HV y reducción en área de 71 %. o Acero de Clasificación G2 (720 °C Z6h): dureza de 200 HV y reducción en área de 69 %.
Finalmente, debe tenerse en cuenta que en este documento se describen sólo algunas realizaciones de la invención, por lo que el experto en la materia comprenderá que también son posibles otras realizaciones equivalentes o alternativas de la invención, así como sus modificaciones obvias y equivalentes. Es por ello que el alcance de los aspectos de la invención no debe limitarse a las realizaciones concretas específicamente descritas.

Claims

REIVINDICACIONES
1. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío, que comprende: a) laminado en caliente de acero para formar el producto, b) enfriamiento del acero laminado, y c) esferoidización del acero enfriado, caracterizado por que el enfriamiento se realiza a una velocidad mayor o igual a 3 °C/s, y la esferoidización se realiza a temperatura subcrítica durante un período de tiempo mayor o igual a 6 horas.
2. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según la reivindicación 1 , en el que el enfriamiento se realiza a una velocidad mayor o igual a 5o C/s.
3. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el enfriamiento se realiza a una velocidad menor o igual a 10 °C/s.
4. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el periodo de tiempo de esferoidización es menor o igual a 20 horas, preferiblemente menor o igual a 10 horas.
5. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el enfriamiento se realiza hasta una temperatura menor o igual a 400 °C.
6. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que la temperatura subcrítica es al menos 30 °C inferior a la temperatura crítica del acero.
7. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, en el que el acero empleado es un acero al carbono medio o al carbono alto.
8. Procedimiento de fabricación de un producto de acero para encabezado en frío según una cualquiera de las reivindicaciones anteriores, donde el producto de acero es un acero esferoidizado de clasificación G1 o G2 según la norma ASTM F2282.
9. Producto de acero para encabezado en frío obtenible según el procedimiento de fabricación de una cualquiera de las reivindicaciones anteriores.
10. Producto de acero para encabezado en frío según la reivindicación 7, que es alambre o barra de acero.
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