ES2203055T3 - Composicion de acero con contenido en carbono ultrabajo, procedimiento para la produccion de un producto de acero ulc y producto obtenido. - Google Patents
Composicion de acero con contenido en carbono ultrabajo, procedimiento para la produccion de un producto de acero ulc y producto obtenido.Info
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Abstract
Composición de acero con contenido en carbono ultrabajo, destinada a ser utilizada para producir un producto de acero en un procedimiento que comprende las etapas de laminado en caliente hasta galvanizado por inmersión en caliente o templado tras el galvanizado y enderezado, estando dicha composición caracterizada por los siguientes contenidos: - un contenido en C comprendido entre 15 ppm y 45 ppm, - un contenido en N comprendido entre 0 y 40 ppm - un contenido en Nb comprendido entre 50 ppm y 100 ppm, - un contenido en Ti comprendido entre 3, 42N y 3, 42N + 30 ppm, en el que N representa el contenido en N, - un contenido en Al comprendido entre 0 y 1.000 ppm, - un contenido en P comprendido entre 0 y 800 ppm, - un contenido en B comprendido entre 0 y 20 ppm, - un contenido en Si comprendido entre 0 y 4.000 ppm, - un contenido en Mn comprendido entre 500 y 7.000 ppm, - un contenido en S comprendido entre 0 y 200 ppm, preferentemente comprendido entre 0 y 100 ppm, - siendo el resto sustancialmente constituido por Fe y las impurezas residuales.
Description
Composición de acero con contenido en carbono
ultrabajo, procedimiento para la producción de un producto de acero
ULC y producto obtenido.
La presente invención se refiere a una
composición de acero con contenido en carbono ultrabajo. La
presente invención se refiere además a un procedimiento de
producción de un acero endurecible por cocción, con contenido en
carbono ultrabajo, que presenta dicha composición. La presente
invención se refiere también al producto final de dicho
procedimiento.
En la industria del automóvil existe necesidad de
acero endurecible por cocción, con contenido en carbono ultrabajo,
(también denominado acero ULC BH) galvanizado por inmersión en
caliente o templado tras el galvanizado que presenta excelente
resistencia a la abolladura y muy buen aspecto pintado.
Varios documentos describen dichos productos ULC
BH que contienen titanio (obtenido por la denominada vía Ti) o
titanio-niobio (obtenido por la vía Ti/Nb).
Más particularmente, el documento
EP-A-0064552 describe un
procedimiento para producir una lámina fina de acero que presenta un
gran endurecimiento por cocción y que está adaptada al estirado. El
documento describe un procedimiento que comprende las etapas de
formación de un acero fundido que presenta una composición que
contiene del 0,002 al 0,015% en peso de C; del 0,04 al 1,5% de Mn;
no más del 1,2% de Si; no más del 0,10% de P; del 0,001 al 0,01% de
N; del 0,01 al 0,10% de Al y Nb en una cantidad comprendida dentro
del intervalo (en %) de 2C a 8C+0,02 en una plancha, laminando en
caliente la plancha, laminando en frío la lámina laminada en
caliente, sometiendo a la lámina laminada en frío a un templado
continuo a una temperatura uniforme de entre 900ºC y el punto Ac3 y
enfriando la lámina templada a una temperatura no mayor de 600ºC a
una velocidad de enfriamiento media de por lo menos 1ºC por segundo,
preferentemente por lo menos 10ºC por segundo.
Sin embargo los inconvenientes de este
procedimiento son la alta temperatura de mantenimiento a
temperatura necesaria para disolver los carburos y el hecho de que
es necesaria una velocidad alta de enfriamiento después del
mantenimiento térmico para impedir la reprecipitación de estos
carburos. Otros inconvenientes son el hecho de que además del
contenido en carbono que debe ser controlado en un intervalo
estrecho, también se ha de controlar la proporción Nb/C en la
planta de fabricación de acero y por último que, debido a la
utilización de Al para ligar el N, se utiliza preferentemente altas
temperaturas de devanado para impedir el deterioro de las
propiedades mecánicas y de envejecimiento en los extremos del
serpentín en el caso del acero templado en continuo. Temperaturas de
devanado mayores presentan inconvenientes para el decapado del
acero laminado en caliente antes del laminado en frío.
El documento JP-10280092 describe
una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente que
presenta un deterioro mínimo por envejecimiento en la formabilidad
en la prensa y buena templabilidad por cocción en el acabado. Este
acero presenta una composición que comprende C, Si, Mn, P, S, Al, N,
Ti, Nb, Fe y si es necesario B y proporciona una estructura
metálica en la que en el límite del grano de ferrita existe un
porcentaje de volumen específico de carburo de hierro. Esta
estructura metálica se forma sometiendo una plancha de acero con la
composición anterior al laminado de acabado a una temperatura no
inferior al punto A_{r3}, realizando el laminado en frío entre el
65 y el 95% y aplicando a continuación el galvanizado por inmersión
en caliente en continuo y laminado templado a la lámina de acero
resultante en condiciones respectivamente controladas.
Sin embargo, la precipitación del carburo de
hierro en dicho tipo de aceros ULC no se detectó nunca en el estado
como el producido debido a las cantidades muy bajas de carbono y a
los cortos periodos durante los cuales estas bajas cantidades pueden
precipitar en un procedimiento continuo de templado. Por otra
parte, se conoce físicamente desde hace tiempo el carbono atómico
segregado en los límites del grano.
Se mencionan los índices No BH_{0}. Además,
según el documento, el laminado de acabado debe ser realizado no
por debajo del punto A_{r3}, que llega a ser más difícil en el
caso de aleación con P y Si. No se especifica ningún mínimo de
adición de Nb en el resumen. Ti se añade en función de los
contenidos en N y S.
El documento JP-5059443 describe
un procedimiento de fabricación de una lámina de acero con buena
formabilidad que comprende las etapas de adición de Ti y Nb en
relación con los contenidos en C, N y S, mientras que se controla el
carbonitruro en un acero con contenido en carbono ultrabajo que
presenta una composición específica en la que Ti y Nb se añaden de
forma combinada. Este acero se lamina en caliente a una temperatura
de acabado (T2) mayor o igual a (A_{r3}-100)ºC, se
devana a una temperatura (T3) comprendida entre 500 y 750ºC y se
lamina en frío con una reducción de área igual o mayor al 60%.
Después, esta lámina de acero se somete a templado con
recristalización entre 700 y 850ºC por medio de una línea de
galvanizado en continuo por inmersión en caliente que tiene un
horno de templado en línea y el galvanizado se realiza en el
trascurso del enfriado. Por este procedimiento, se puede obtener
una lámina de acero laminado en frío, galvanizado por inmersión en
caliente que presenta las propiedades apropiadas de templabilidad
por cocción (propiedad BH) y formabilidad.
Sin embargo, la adición de Nb en función del
carbono es una dificultad más para realizar en la planta industrial
de fabricación de acero.
El documento
EP-A-0816524 describe una lámina de
acero laminada en frío o una lámina de acero recubierta con cinc o
una capa de aleación de cinc que contiene del 0,0010 al 0,01% de C
y que presenta una composición de acero que contiene uno o dos
tipos de 0,005 a 0,08% de Nb y del 0,01 al 0,07% de Ti en los
intervalos dados por relaciones específicas. Sin embargo, Nb y Ti
se añaden específicamente para tener una cantidad mínima de NbC
fino y/o de TiC no inferior a 5 ppm, para obtener valores mayores de
n. Además dicho documento da explícitamente un intervalo para
BH_{2} entre 10 y 35 MPa, sin mencionar los índices BH_{0}.
La investigación y los resultados de prueba
industrial mencionados anteriormente han demostrado que el bajo
límite de elasticidad aparente en los aceros ULC BH de TI
existentes a la temperatura del baño de cinc es otro problema en el
estado actual de la técnica, que presenta un efecto negativo en el
aspecto de la superficie de tales láminas de acero. El mal aspecto
de la superficie de la lámina de acero obtenida por la vía Ti es
una consecuencia de pequeñas deformaciones, que se producen en el
baño de cinc y en sus alrededores inmediatos, por la gran
sobrecarga de tensión en la sección del baño de cinc y por los
rodillos conductores, que colocan la lámina entre los chorros de
aire. De hecho, la suma de las sobrecargas de tensión generadas
tanto por las fuerzas de tensión aplicadas para controlar el
comportamiento de la banda, como además por la sobrecarga producida
en las capas de la superficie externa por la curvatura de la lámina
en los rodillos en el baño de cinc y por los rodillos imbricadores,
puede no superar el límite de elasticidad aparente del material a
las temperaturas elevadas del baño de cinc y sus alrededores. El
aspecto es realmente cada vez peor a mayores sobrecargas de tensión
de la línea y un posicionamiento menos alineado del rodillo
imbricador.
Después del estampado y antes de la pintura, se
puede visualizar este efecto en una muestra de Marciniack por medio
de líneas transversales, incluso en láminas que han experimentado
el tratamiento de enderezado y han sido etiquetadas como aptas para
las partes expuestas. Después de la pintura final de la superficie,
presenta un aspecto similar a la cáscara de naranja con mucha
ondulación. Debido a este fenómeno se puede esperar que los aceros
con un bajo límite de elasticidad aparente (menor de 220 a 240 Mpa a
temperatura ambiente) son probablemente los que más adolecen de
esto, lo que realmente se ha verificado en análisis de
laboratorio.
El documento JP05263185 describe una calidad de
acero que está constituido en peso por C del 0,0003 al 0,01%, Si
< 0,03%, Mn entre 0,5 y 1,5% Mn, P del 0,01 al 0,12%, S del
0,0005 al 0,015%, Al del 0,005 al 0,1%, N del 0,0003 al 0,006%, B
del 0,0001 al 0,0005%, Ti del 0,003 al 0,1% y Nb del 0,003 al
0,01%, estando en equilibrio el Fe y las impurezas. En una plancha
de esta composición, el acabado del laminado en caliente se realiza
a >(A_{r3}-100)ºC y se devana desde la
temperatura ambiente a 750ºC, se lamina en frío a una corriente de
aire > 60% y se somete a templado continuo entre 700 y
900ºC.
El documento
JP-A-4080323 se refiere a una
plancha de acero fundida en continuo que tiene una composición que
consiste, en peso, en C del 0,0015 al 0,0025, Mn del 0,26 al 0,5%,
P del 0,03 al 0,12%, S del 0,004 al 0,015%, sol. Al < 0,15%, N
< 0,002%, Ti del 0,003 al 0,025%, Nb del 0,001 al 0,004% y/o B
del 0,0002 al 0,0015% con 48/14N < Ti < 48/14N + 48/32S. Una
plancha que presenta esta composición se lamina en caliente después
del mantenimiento a temperatura y mantenido a
800-1300ºC o después de mantenimiento a
temperatura y mantenido a 1130-1300ºC o a
una temperatura de >800ºC, después de lo cual se puede obtener
una lámina de acero por laminado en frío y templado con
recristalización, teniendo dicha lámina propiedades de
endurecimiento por cocción.
El documento
JP-A-5105985 se refiere a un
procedimiento para producir una lámina de acero laminado en frío,
laminando en caliente un acero que comprende C al
0,01-0,08% en peso y otros elementos: Al, N, Si, Mn
y P. El procedimiento comprende las etapas de laminado en caliente
a una temperatura de acabado de por lo menos A_{r3}, enrollado a
650-750ºC, decapado, laminado en frío, mantenimiento
a temperatura, sobreenvejecimiento y enderezado. El acero en
cuestión no se considera un acero con contenido en carbono
ultrabajo, debido al alto contenido en C de más de 100 ppm.
El objetivo de la presente invención es
proporcionar un acero BH con contenido en carbono ultrabajo,
destinado a galvanizado por inmersión en caliente o a aplicaciones
de acero BH templado tras el galvanizado, que requiere excelente
formabilidad, con excelente apariencia pintado después de la
formación del panel y la pintura, además de una excelente
resistencia a la abolladura después de la cocción con pintura.
Un objetivo adicional de la presente invención es
proporcionar un acero que presenta un límite de elasticidad
aparente mayor a la temperatura del baño de cinc.
La presente invención se refiere a una
composición de acero con contenido en carbono ultrabajo destinada a
ser tratada en un procedimiento que comprende las etapas de
laminado en calienta hasta galvanizado por inmersión en caliente o
templado tras el galvanizado y enderezado, estando caracterizada
dicha composición por el contenido en titanio, que está comprendido
entre 3,42N y 3,42N + 60 ppm para un contenido en nitrógeno (N)
fijado y por el contenido en niobio, que está
comprendido entre 50 y 100 ppm, estando estos contenidos fijados de
modo que no ocurra ninguna precipitación importante de carburos de
niobio durante dicho procedimiento. Más específicamente, la
presente invención se refiere a una composición de acero con
contenido en carbono ultrabajo con las propiedades anteriores, en
la que no más de 2 ppm de carbono se unen en forma de carburos de
Nb durante dicho procedimiento.
La composición de dicho producto de acero
endurecible por cocción con contenido en carbono ultrabajo está
caracterizada preferentemente por:
- -
- un contenido en C comprendido entre 15 ppm y 45 ppm,
- -
- un contenido en N comprendido entre 0 y 100 ppm, preferentemente entre 0 y 40 ppm,
- -
- un contenido en Al comprendido entre 0 y 1000 ppm,
- -
- un contenido en P comprendido entre 0 y 800 ppm,
- -
- un contenido en B comprendido entre 0 y 20 ppm,
- -
- un contenido en Si comprendido entre 0 y 4000 ppm,
- -
- un contenido en Mn comprendido entre 500 y 7000 ppm,
- -
- un contenido en S comprendido entre 0 y 200 ppm, preferentemente comprendido entre 0 y 100 ppm,
- -
- estando el Fe y las impurezas residuales sustancialmente en equilibrio.
Para una composición de acero destinada al
galvanizado, el contenido en carbono preferible está comprendido
entre 20 ppm y 25 ppm.
Para una composición de acero destinada a
templado tras el galvanizado, el contenido en carbono preferible
está comprendido entre 25 ppm y 30 ppm.
La presente invención se refiere además a un
procedimiento para producir un producto de acero galvanizado o
templado tras el galvanizado, endurecible por cocción, con
contenido en carbono ultrabajo, que comprende las etapas de:
- -
- preparación de una composición en la que el contenido en titanio está comprendido entre 3,42N y 3,42N + 60 ppm y el contenido en niobio está comprendido entre 50 ppm y 100 ppm, estando estos contenidos fijados de forma que no pueda ocurrir durante el procedimiento ninguna precipitación importante de carburos de niobio,
- -
- si es necesario, recalentamiento de dicha plancha a una temperatura (T1) mayor de 1.000ºC,
- -
- realización de un laminado en caliente a una temperatura de acabado (T2) mayor de A_{r3}-100ºC y preferentemente mayor de A_{r3}-50ºC,
- -
- realización de un devanado a una temperatura comprendida entre 500ºC y 750ºC,
- -
- realización de un laminado en frío para obtener una reducción mayor del 60%,
- -
- templado hasta una temperatura máxima de mantenimiento a temperatura comprendida entre 780ºC y 880ºC,
- -
- realización de una etapa de galvanizado o templado tras el galvanizado, y
- -
- realización de una reducción por enderezado comprendida entre el 0,4% y el 2%.
El recalentamiento de la plancha puede ser
innecesario si la colada está seguida en línea por las
instalaciones de laminado en caliente.
Durante el procedimiento, no tiene lugar ninguna
formación sustancial de TiC ni NbC, lo cual es porque se puede
aplicar una temperatura de mantenimiento a temperatura inferior.
Además, la utilización de Ti para unirse al N es ventajosa porque
resuelve el problema de altas temperaturas de calentamiento.
Además, el contenido en Nb es independiente del
contenido en C, lo que resuelve el problema de la proporción Nb/C
fijada.
La presencia de Nb asegura que el límite de
elasticidad aparente Re_{0,2} a la temperatura del baño de cinc
(típicamente 460ºC) de la lámina de acero obtenido por el
procedimiento de la presente invención, es 130 MPa mínimo. A 460ºC,
la microplasticidad para el acero obtenido por el procedimiento de
la presente invención, comienza a un nivel de sobrecarga igual a
aproximadamente de 70 MPa, que es un valor mayor que el de los
aceros sin Nb. Entre tanto, el límite de elasticidad a temperatura
ambiente no se diferencia de los valores obtenidos en estos aceros
comparados (que no tienen Nb), que están oscilando típicamente
entre 160 MPa y 350 MPa después del tratamiento y del laminado
templado. Esto resuelve el problema de la deformación plástica
durante el tratamiento en el baño de cinc.
Los valores de endurecimiento por cocción
obtenidos en el producto final son los siguientes:
- BH_{0} garantizado y BH_{2} medido en un espesor inferior a 1 mm, en estado enderezado (medido según el estándar SEW094):
- Gl (galvanizado):
- BH_{0} > 35 MPa y > 40 MPa para C > 20 ppm
- BH_{2} > 40 MPa
- GA (galvanizado):
- BH_{0} > 20 MPa
- BH_{2} > 30 MPa
El producto final presenta también una excelente
resistencia a la abolladura y una calidad de superficie superior
después del estampado y la pintura, como consecuencia de la
ausencia de dichas deformaciones plásticas que tienen lugar
alrededor de la sección del baño de cinc.
La Fig. 1, describe la resistencia a la
abolladura de un acero según la presente invención.
La Fig. 2a, describe los resultados de la prueba
de tensión en caliente a una temperatura de 460ºC.
La Fig. 2b, describe los resultados de la prueba
de tensión en caliente a una temperatura de 480ºC.
Según la presente invención se propone un
producto de acero galvanizado o templado tras el galvanizado
endurecible por cocción con contenido en carbono ultrabajo, con una
composición que comprende:
- -
- C: entre 15 ppm y 45 ppm preferentemente entre 20 ppm y 30 ppm; el contenido en C es importante para adquirir un equilibrio entre el endurecimiento por cocción y las propiedades de envejecimiento del acero. Se plantea que todo el carbono permanece en estado "libre", y no unido en forma de carburo, para acomodar la cocción de la pintura. El contenido en C mínimo garantiza el endurecimiento por cocción, el contenido en C máximo reduce el riesgo de rugosidades superficiales.
- -
- N: 100 ppm máximo. El máximo se impone porque el contenido en N está relacionado con el contenido en Ti. El contenido en N es preferentemente inferior a 40 ppm a causa de una mejor formabilidad debida a una cantidad inferior de precipitados.
- -
- Ti: entre 3,42 veces el contenido en N y 3,42xN + 60 ppm. Se necesita un contenido en Ti mínimo para unir todo el N, se necesita el nivel máximo permisible para impedir la formación de Ti_{x}C_{y}N_{z}. A este respecto, se debería usar preferentemente 3,42N + 30 ppm como nivel máximo cuando se utilizan los niveles superiores de los anteriores intervalos de C. La utilización de titanio para unir el N es una mejora comparada con los aceros existentes en los que se utiliza Al con este fin. La utilización de Al para unir el N en caso de acero templado en continuo necesita temperaturas de devanado mayores para impedir el deterioro de las propiedades mecánicas y de envejecimiento en los extremos del serpentín. Estas temperaturas superiores de devanado son negativas para el decapado. Además, la presencia de N no unido es particularmente perjudicial para la resistencia de la calidad del endurecimiento por cocción al envejecimiento. La utilización de Ti asegura la ausencia de N libre más que la utilización de Al. Por consiguiente, el Ti no se añade en función de S. No se observan ni TiS ni Ti_{4}C_{2}S_{2} en el acero de la presente invención.
- -
- Nb: entre 50 ppm y 100 ppm. Se necesita el mínimo para asegurar el tamaño de grano más fino y para obtener un límite de elasticidad aparente mayor a la temperatura del baño de cinc (típicamente 460ºC). No se debería exceder el nivel máximo para evitar la formación de NbC. Se debe indicar que la adición de Nb está comprendida dentro de un intervalo fijo, independiente de C y la formación de carbonitruro no se ha de controlar ya que no se forman cantidades significativas de NbC o TiC en el análisis preferencial.
- -
- Al: 1.000 ppm máximo. Utilizado para la desoxidación. Se introduce el nivel máximo para evitar inclusiones.
- -
- P: 800 ppm máximo. Se añade P con fines de comunicar resistencia, pero se debe controlar la cantidad para impedir reducir la velocidad de templado tras el galvanizado.
- -
- B: 20 ppm máximo. La presencia de B no es una necesidad, pero se puede añadir para mejorar las propiedades de fragilidad al operar en frío. Se introduce el máximo para evitar la formación de BN, que puede dejar algún Ti sin unir, lo que a su vez puede conducir a una pérdida de C no unido.
- -
- Si: 4.000 ppm máximo. Se añade también Si con el fin de comunicar resistencia, que mejora la textura en presencia de P y Mn y que se opone al envejecimiento a baja temperatura. Se introduce el máximo para evitar un deterioro de la tratabilidad de la superficie.
- -
- Mn: entre 500 y 7.000 ppm y se añade con el fin de comunicar resistencia. Asimismo une el S como MnS. Se introduce el máximo para mejorar la textura y la capacidad de estirado.
- -
- S: 200 ppm máximo, preferentemente inferior a 100 ppm. Debe indicarse que no es necesario aquí un contenido de S mínimo.
- -
- siendo el restos sustancialmente constituido por Fe y las impurezas residuales.
Asimismo según la presente invención, dicho
producto de acero se produce mediante un procedimiento que
comprende las etapas de:
- -
- preparación de una plancha con una composición tal como se definió anteriormente en la presente memoria,
- -
- si es necesario, recalentamiento de dicha plancha a una temperatura T1, mayor de 1.000ºC,
- -
- acabado en laminador en caliente a una temperatura T2 mayor de A_{r3}-100ºC, preferentemente mayor de A_{r3}-50ºC (no es necesario en la presente invención realizar el laminado en caliente estrictamente por encima de A_{r3}),
- -
- devanado en laminador en caliente a una temperatura comprendida entre 500ºC y 750ºC,
- -
- laminado en frío y obtención de una reducción mayor del 60%,
- -
- templado hasta una temperatura máxima de mantenimiento a temperatura comprendida entre 780ºC y 880ºC,
- -
- realización de una etapa de galvanizado o templado tras el galvanizado, y
- -
- realización de una reducción de enderezado comprendida entre el 0,4% y el 2%.
Se puede aplicar un tratamiento de
sobreenvejecimiento durante el desarrollo de la línea de templado
después del mantenimiento a temperatura o después de la etapa de
recubrimiento, pero esto produce una pérdida ligera de
endurecimiento por cocción. Preferentemente, no se debería aplicar
ningún sobreenvejecimiento.
La adición de P, Mn y Si conduce a límites de
elasticidad aparente entre 160 MPa y 350 MPa a temperatura
ambiente. La investigación correspondiente a la presente invención
ha indicado que P, Mn y Si no presentan influencia significativa en
el endurecimiento por cocción de aceros ULC BH, siempre que sus
cantidades se encuentren dentro de los límites propuestos.
La Figura demuestra que la excelente resistencia
a la abolladura del acero, comparando la variedad ULC BH 220 GA
(estándar SEW094) con la variedad DC04 (estándar EN 10130) que
presenta buenas propiedades de estirado y un límite de elasticidad
aparente de 165 MPa. Los datos en el gráfico están basados en un
panel de Marciniak con un espesor normalizado a 0,711 mm y cocidos
después de una deformación biaxial de 0 ó 4%. A partir de la Figura
1 es evidente que se ha duplicado la fuerza necesaria para obtener
una abolladura permanente de 0,1 mm.
Debido al aspecto insuficiente de la superficie
de los aceros obtenidos por la vía Ti-ULC para
su utilización en las aplicaciones expuestas, se añadió aquí una
pequeña cantidad de Nb, para adquirir un tamaño de grano más fino y
aumentar la resistencia límite del grano a la temperatura del baño
de cinc. No es necesario aquí formar NbC y disolverlo
posteriormente durante el templado por recristalización (tal como se
describe en el documento EP A 0064552). En la presente invención,
no existe precipitación sustancial de carburos de niobio, por
ejemplo en las coladas 1 y 2 de la forma de realización preferida,
cuya composición se describe en la Tabla 1. En estas coladas, un
sondeo TEM cuantitativo dio a conocer que un máximo de 0,2 ppm de
carbono estaba unido en forma de Nb_{0,7}Ti_{0,3}C(N) en
un serpentín de GI-acero, o Nb_{0,4}Ti_{0,6}C en
un serpentín de GA-acero. Estos resultados
demuestran claramente el hecho de que el pequeño contenido en Nb no
conduce a la precipitación sustancial de carburos.
Las primeras pruebas de tensión a temperatura
elevada han dado a conocer que las tensiones que producen la
deformación plástica inicial del acero Ti-ULC 180 BH
durante la prueba de tensión a 460ºC son del mismo orden de
magnitud que las tensiones impuestas en el acero
Ti-ULC 180 BH durante su paso por el baño de cinc.
Por consiguiente surgió la idea de utilizar la adición de Nb como
un medio de aumentar el límite de elasticidad aparente en torno a
esta temperatura de 460ºC.
Las Figuras 2a y 2b demuestran los resultados de
las pruebas de tensión realizados entre 460ºC y 480ºC en
Ti-ULC (calidad de referencia del estado de la
técnica) y en Ti-Nb ULC 180 BH, un acero según la
presente invención. Se realizaron mediciones según el estándar EN
10002.
La deformación plástica del acero
Ti-ULC empieza a una tensión inferior y el límite
de elasticidad aparente convencional Re_{0,2} es inferior por 20 a
30 MPa. Estos resultados demuestran la capacidad de una pequeña
adición de Nb para aumentar el límite de elasticidad aparente a la
temperatura del baño de cinc, mientras se mantiene el mismo límite
de elasticidad aparente a la temperatura ambiente. Las Figuras 2a y
2b demuestran igualmente la deformación microplástica a
460-480ºC que tiene lugar partiendo de 70 a 90 MPa
para el acero según la invención, en contrapartida con \pm50 MPa
en el caso del acero Ti-ULC de calidad de
referencia. El comienzo de la microplasticidad se define como la
primera desviación de la parte lineal del diagrama de deformación
por sobrecarga. En algunas pruebas de tensión se observó que el
comienzo de la microplasticidad de calidad Ti-ULC
era tan bajo como 40 MPa a 460-480 grados. Esto
demuestra que el Nb proporciona el efecto deseado. Evidentemente,
la suma de las sobrecargas de tensión mencionadas anteriormente
está situada en las líneas de recubrimiento del galvanizado/templado
tras el galvanizado por inmersión en caliente de la práctica
industrial por encima del nivel de microplasticidad del acero de
comparación pero por debajo del nivel de plasticidad del acero de la
invención.
Como era de esperar, la adición de Nb también
condujo a un tamaño de partícula más fino: el diámetro medio del
grano era 13 \mum, en contrapartida con 18 \mum para el acero
Ti-ULC, estando sometidos ambos aceros a la misma
temperatura de mantenimiento a temperatura (\pm 830ºC) mientras
que el Ti-Nb ULC experimentó una reducción en frío
inferior: 69% en contrapartida con el 75% del acero
Ti-ULC. Debido a la adición de Nb, el aspecto de la
pintura del acero 180 BH fue evaluada como muy buena.
Los índices de endurecimiento por cocción
siguientes para el producto final obtenido mediante el
procedimiento de producción descrito en la presente memoria son los
siguientes:
- BH_{0} garantizado y BH_{2} medido en un espesor inferior a 1 mm (medido según el estándar SEW094):
- GI: BH_{0} > 35 MPa y > 40 MPa para C > 20 ppm
- BH_{2} > 40 MPa
- GA: BH_{0} > 20 MPa
- BH_{2} > 30 MPa
La Tabla 1 muestra la composición de dos coladas
de productos de acero ULC BH (Ti-Nb) según la
presente invención.
Las etapas del tratamiento son:
- -
- Recalentamiento de la plancha a T1 > 1.250ºC
- -
- Acabado en laminador en caliente a T2, entre 910ºC y 940ºC
- -
- Devanado en laminador en caliente a T3: entre 700ºC y 750ºC
- -
- Reducción en frío: 69%
- -
- Galvanizado por inmersión en caliente que se mantiene a temperatura en la línea a una temperatura entre 829ºC y 880ºC
- -
- Enderezado: 1 a 1,32%
La Tabla 2 presenta las propiedades mecánicas
obtenidas de las calidades del acero ULC BH de
Ti-Nb.
La Tabla 3 proporciona una panorámica de las
propiedades de endurecimiento por cocción y de aspecto de la
pintura del acero ULC BH de Ti-Nb según la presente
invención, comparada con las propiedades correspondientes de un
acero ULC BH de Ti de referencia. Se hace hincapié en que se
considere el aspecto de la pintura en las muestras obtenidas en la
línea industrial y no en el laboratorio.
| Composición (ppm) de productos de acero de Ti-Nb según la presente invención | |||||||||||
| Colada | C | N | S | Ti | Nb | P | Mn | Si | Al | B | V |
| 1 | 25-36 | 22 | 74 | 80 | 80 | 140 | 1580 | 1230 | 350 | 1 | 20 |
| 2 | 17-27 | 26 | 49 | 90 | 70 | 180 | 1570 | 1180 | 360 | 1 | 20 |
| Propiedades mecánicas del acero ULC BH de Ti-NB antes del estampado y pintura (transversal, envejecido | |||||||||
| 1 h a 100ºC, espesor 0,75 mm) | |||||||||
| Colada nº | Calidad | R_{e} MPa | R_{m} MPa | A80% | YPE % | r90 | n90 | BH_{0} | BH_{2} |
| MPa | MPa | ||||||||
| 1 | GI | 220-242 | 331-346 | 35-41 | 0-1,0 | 1,82-2,32 | 0,173-0,186 | 42-60 | 42-52 |
| 1 | GA | 227-252 | 328-345 | 31-46 | 0-1,0 | 1,67-1,90 | 0,159-0,190 | 26-45 | 30-50 |
| 2 | GI | 202-217 | 322-332 | 35-42 | 0-0,5 | 1,86-2,37 | 0,181-0,201 | 37-47 | 45-48 |
| 2 | GA | 214-229 | 318-330 | 32-37 | 0 | 1,63-1,93 | 0,164-0,188 | 21-40 | 32-38 |
| Resumen: resultados del endurecimiento por cocción procedentes de la prueba de tensión según SEW094 y el | ||||
| aspecto de la pintura de muestras estampadas y pintadas, basados en muestras pintadas de Marciniak | ||||
| Grado GI (galvanizado) | ||||
| Línea | Acero de | Acero de | Acero de la invención: TI-Nb ULC | |
| referencia : TI-ULC | referencia : TI-ULC | |||
| C: 12-18 ppm | C: 41-47 ppm | C: 17-26 ppm | ||
| Línea 1 | BH_{0} | 5 | ||
| BH_{2} | 26 | |||
| Aspecto de la | malo | |||
| pintura | ||||
| Línea 2 | BH_{0} | 20 | 37-47 | |
| BH_{2} | 34 | 45-48 | ||
| Aspecto de la | malo | bueno | ||
| pintura | ||||
| Línea 3 | BH_{0} | 18-42 | ||
| BH_{2} | 43-60 | |||
| Aspecto de la | malo | |||
| pintura |
| Resumen: resultados del endurecimiento por cocción procedentes de la prueba de tensión según SEW094 y el | ||||
| aspecto de la pintura de muestras estampadas y pintadas, basados en muestras pintadas de Marciniak | ||||
| Ga (galvanizado) | ||||
| Línea | Acero de | Acero de | Acero de la invención: TI-Nb ULC | |
| referencia : TI-ULC | referencia : TI-ULC | |||
| C: 12-18 ppm | C: 41-47 ppm | C: 22-27 ppm | ||
| Línea 1 | BH_{0} | 2 | ||
| BH_{2} | 19 | |||
| Aspecto de la | malo | |||
| pintura | ||||
| Línea 2 | BH_{0} | 1 | 21-40 | |
| BH_{2} | 22 | 32-38 | ||
| Aspecto de la | malo | bueno | ||
| pintura | ||||
| Línea 1 con sobreenvejecimiento | ||||
| Línea 2 sin sobreenvejecimiento | ||||
| Línea 3 sin sobreenvejecimiento |
Claims (11)
1. Composición de acero con contenido en carbono
ultrabajo, destinada a ser utilizada para producir un producto de
acero en un procedimiento que comprende las etapas de laminado en
caliente hasta galvanizado por inmersión en caliente o templado
tras el galvanizado y enderezado, estando dicha composición
caracterizada por los siguientes contenidos:
- -
- un contenido en C comprendido entre 15 ppm y 45 ppm,
- -
- un contenido en N comprendido entre 0 y 40 ppm
- -
- un contenido en Nb comprendido entre 50 ppm y 100 ppm,
- -
- un contenido en Ti comprendido entre 3,42N y 3,42N + 30 ppm, en el que N representa el contenido en N,
- -
- un contenido en Al comprendido entre 0 y 1.000 ppm,
- -
- un contenido en P comprendido entre 0 y 800 ppm,
- -
- un contenido en B comprendido entre 0 y 20 ppm,
- -
- un contenido en Si comprendido entre 0 y 4.000 ppm,
- -
- un contenido en Mn comprendido entre 500 y 7.000 ppm,
- -
- un contenido en S comprendido entre 0 y 200 ppm, preferentemente comprendido entre 0 y 100 ppm,
- -
- siendo el resto sustancialmente constituido por Fe y las impurezas residuales.
2. Composición de acero con contenido en carbono
ultrabajo según la reivindicación 1, caracterizada porque el
contenido en C está comprendido entre 20 ppm y 25 ppm.
3. Composición de acero con contenido en carbono
ultrabajo según la reivindicación 1, caracterizada porque el
contenido en C está comprendido entre 25 ppm y 30 ppm.
4. Procedimiento para producir un producto de
acero galvanizado o templado tras el galvanizado, endurecible por
cocción, con contenido en carbono ultrabajo, que comprende las
etapas siguientes:
- -
- preparación de una plancha de acero que presenta una composición según la reivindicación 1,
- -
- realización de un laminado en caliente que presenta una temperatura de acabado (T2) mayor de A_{r3}-100ºC y preferentemente mayor de A_{r3}-50ºC,
- -
- realización de un devanado a una temperatura comprendida entre 500ºC y 750ºC,
- -
- realización de un laminado en frío para obtener una reducción mayor del 60%,
- -
- templado a una temperatura máxima de mantenimiento a una temperatura comprendida entre 780ºC y 880ºC,
- -
- realización de una etapa de galvanizado o templado tras el galvanizado, y
- -
- realización de una reducción del enderezado comprendida entre 0,4% y 2%.
5. Procedimiento según la reivindicación 4, en el
que se realiza una etapa de recalentamiento con dicha plancha a
una temperatura (T1) mayor de 1.000ºC antes de realizar la etapa de
laminado en caliente.
6. Procedimiento según la reivindicación 4, en el
que una proporción no superior a 2 ppm de carbono se une en forma
de carburos de niobio durante dicho procedimiento.
7. Producto de acero galvanizado endurecible por
cocción, con contenido en carbono ultrabajo, producido en un
procedimiento que comprende las etapas de laminado en caliente
hasta galvanizado por inmersión en caliente o templado tras el
galvanizado y enderezado, presentando dicho producto una
composición según la reivindicación 1 y en el que el límite de
elasticidad aparente Re_{0,2} de dicho producto a 460ºC es de por
lo menos 130 MPa, teniendo lugar el comienzo de la microplasticidad
a 460ºC por encima de un nivel de sobrecarga de 70 MPa, mientras
que el límite de elasticidad aparente final Re_{0,2} a
temperatura ambiente de dicho producto está comprendido entre 160
MPa y 350 MPa después del tratamiento y del enderezado.
\newpage
8. Producto de acero galvanizado endurecible por
cocción, con contenido en carbono ultrabajo, según la
reivindicación 7, en el que el endurecimiento por cocción BH_{0}
es mayor de 35 MPa y BH_{2} es mayor de 40 MPa, para un espesor
menor de 1 mm en el estado enderezado.
9. Producto de acero templado tras el galvanizado
endurecible por cocción, con contenido en carbono ultrabajo, y en
el que el límite de elasticidad aparente convencional Re_{0,2} de
dicho producto a 460ºC es por lo menos 130 MPa, teniendo lugar el
comienzo de la microplasticidad a 460ºC por encima de un nivel de
sobrecarga de 70 MPa, mientras que el límite de elasticidad
aparente final Re_{0,2} a temperatura ambiente de dicho producto
está comprendido entre 160 MPa y 350 MPa después del tratamiento y
del enderezado.
10. Producto de acero templado tras el
galvanizado endurecible por cocción, con contenido en carbono
ultrabajo según la reivindicación 9, en el que el endurecimiento
por cocción BH_{0} es mayor de 20 MPa y BH_{2} es mayor de
30 MPa, para un espesor menor de 1 mm en el estado enderezado.
11. Utilización del producto de acero según las
reivindicaciones 7 y 9 para producir partes expuestas,
sustancialmente sin rugosidades superficiales y sustancialmente sin
líneas transversales.
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