ES2921013T3

ES2921013T3 - Producto plano de acero y procedimiento para su fabricación

Info

Publication number: ES2921013T3
Application number: ES17780063T
Authority: ES
Inventors: Richard Georg Thiessen; Manuela Irnich; Bernd Linke; Jan-Hendrik Rudolph; Rainer Fechte-Heinen
Original assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG; ThyssenKrupp AG
Current assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG; ThyssenKrupp AG
Priority date: 2017-09-28
Filing date: 2017-09-28
Publication date: 2022-08-16
Anticipated expiration: 2037-09-28
Also published as: JP7105302B2; CN111148853B; WO2019063081A1; EP4043603A1; JP2021503040A; CN111148853A; EP3688203A1; EP3688203B1; PL3688203T3

Abstract

La invención se refiere a un tratamiento de endurecimiento de hornear de un producto de acero plano de muy alta resistencia y con un método para producir un producto de acero tan plano. El producto de acero plano consiste en un acero que consiste en (en% en peso) 0.1-0.5% C, 1.0-3.0% mn, 0.5-2.0% Si, 0.01-1.5% Al, 0.001-0.008% N, hasta 0.02% P, hasta 0.005% sy opcionalmente uno o más de los siguientes elementos: 0.01-1.0% cr, 0.01-0.2% mes, 0.001-0.01% b, y opcionalmente un total de 0.005-0.2% V, Ti y Nb, La proporción de TI no es más del 0.10%y, como el resto, el hierro y las impurezas inevitables. El producto de acero plano tiene una microestructura que consiste en no más del 15 % en el área de ferrita, no más de 5 % en área de bainita, al menos 5 volumen % de austenita residual y al menos 80 % de martensita de área, de los cuales al menos el 75 % de área está templado martensita. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN

Producto plano de acero y procedimiento para su fabricación

La invención se refiere a un producto plano de acero de alta resistencia adecuado para un tratamiento de endurecimiento en horno y a un procedimiento para la fabricación de dicho producto plano de acero.

Los productos planos de acero adecuados para un tratamiento de endurecimiento en horno (tratamiento BH por sus siglas en inglés) también se denominan productos planos de acero de endurecimiento en horno (productos planos de acero BH) y se usan comúnmente en aplicaciones en la fabricación de automóviles, como por ejemplo para piezas de carrocería.

Cuando en el presente caso se habla de productos planos de acero, por ello se entiende flejes de acero, chapas de acero o recortes generados a partir de estos, tales como llantones.

Los productos planos de acero BH presentan un nivel de resistencia más bajo antes del tratamiento BH que después del tratamiento BH. Esta circunstancia se aprovecha para realizar la conformación antes del tratamiento BH en el caso de productos planos de acero que van a conformarse y por tanto con menores límites elásticos y mejor capacidad de conformación. El nivel de resistencia aumenta con el tratamiento BH, en el que el material se somete a un tratamiento térmico. El tratamiento BH se realiza normalmente durante 3 a 40 minutos dentro de un rango de temperatura de 120 a 250 °C. El tratamiento BH estimula la difusión de átomos de elementos intersticialmente disueltos, en donde pueden fijarse a las dislocaciones. Esto dificulta el movimiento de las dislocaciones, lo que conduce a un aumento del límite elástico. Este efecto del aumento del límite elástico también se denomina efecto de endurecimiento en horno (efecto BH) y la diferencia de los límites elásticos antes y después del tratamiento BH también se denomina valor de endurecimiento en horno (valor BH). Cuanto mayor sea el valor BH, mayor será el aumento en el límite elástico debido al tratamiento BH.

Si un producto plano de acero presenta un límite elástico pronunciado, el término límite elástico en el presente caso significa valor característico denominado límite elástico superior ReH. Antes del tratamiento BH, en los productos planos de acero BH a menudo no se presenta límite elástico alguno pronunciado, sino exclusivamente un límite de alargamiento. Si en el presente caso se habla del aumento del límite elástico o del valor BH, esto significa la diferencia entre el límite de alargamiento RpO,2 antes del tratamiento BH y el límite elástico ReH después del tratamiento BH para productos planos de acero que no presentan un límite elástico pronunciado, sino un límite de alargamiento.

Un valor alto de BH repercute positivamente en la resistencia al pandeo de los componentes fabricados con productos plano de acero BH. Como resultado, es posible reducir el grosor de componente utilizando productos planos de acero, que tienen un alto valor BH, manteniendo al mismo tiempo la rigidez de los componentes.

El efecto BH se ha utilizado hasta ahora para aceros blandos, que a menudo presentan una matriz predominantemente ferrítica, solo proporciones bajas de martensita y resistencias a la tracción por debajo de 700 MPa.

Por el documento US 2013/0240094 A1 se conocen chapas de endurecimiento en horno laminadas en frío para aplicaciones en automóviles. Las chapas deben ser de un acero que, además de hierro e impurezas inevitables, contenga 0,0010 - 0,0040 % en masa de C, 0,005 - 0,05 % en masa de Si, 0,1 - 0,8 % en masa de Mn, 0,01 - 0,07 % en masa de P, 0,001 - 0,01 % en masa de S, 0,01 - 0,08 % en masa de Al, 0,0010 - 0,0050 % en masa de N, 0,002 -0,02 % en masa de Nb y 0,005 - 0,050 % en masa de Mo, en donde el valor del cociente de los partes de Mn y P [Mn %]/[P %] debe estar entre 1,6 y 45, y la cantidad del carbono presente en solución sólida que se obtiene a partir de [C %]-(12/93)x[Nb %], debe estar entre 0,0005 y 0,0025 % en masa. Las chapas laminadas en frío adecuadas para el endurecimiento en horno deben cumplir la ecuación X(222)/{X(119)+X(200)>3,0. A este respecto, X(222), x (110) y X(200) son la intensidad integrada de la difractometría de rayos X del plano {222}, el plano {110} y el plano {200} que son paralelos a un plano que está situado partiendo de la superficie de chapa en % del grosor de chapa. Las chapas deben presentar una buena aptitud para embutición profunda y resistencias a la tracción de 300 a 450 MPa.

Los productos planos de acero de alta resistencia se utilizan habitualmente para poder realizar grosores de componentes reducidos con buena resistencia al pandeo. Los aceros de alta resistencia se caracterizan por una alta proporción de martensita en la microestructura. La martensita es un componente microestructural rico en carbono desde el cual el carbono puede difundirse en otros componentes microestructurales cuando se activa térmicamente. Cuanto mayor sea la proporción de martensita en la microestructura, normalmente más pronunciado será el efecto BH. Sin embargo, altas proporciones de martensita van acompañadas de una mala deformabilidad.

Las chapas de acero galvanizadas por inmersión en caliente de alta resistencia se conocen a partir del documento US 2017/009315 A1. Las chapas deben contener 0,05 - 0,30 % en masa de C, 0,5 - 3,0 % en masa de Si, 0,2 - 3,0 % en masa de Mn, hasta 0,10 % en masa de P, hasta 0,010 % en masa de S, hasta 0,010 % en masa de N y 0,001 - 0,10 % en masa de Al, el resto hierro e impurezas inevitables. La microestructura debe contener 50 - 85 % de área de martensita, menos de 5 % de área de ferrita y el resto bainita y una densidad de dislocación de al menos 5,0 x 1015 metro'2 y al menos 0,08 % en masa de carbono disuelto. Las chapas deben ser adecuadas para un endurecimiento en horno y presentar buenas propiedades de flexión y resistencias a la tracción de 1180 MPa o más. Las chapas se producen mediante colada continua convencional, laminación en caliente y laminación en frío. Las chapas laminadas en frío deben calentarse a temperaturas de recocido desde Ac3+50 °C hasta 930 °C, mantenerse a esta temperatura de recocido durante 30 a 1200 s, después enfriarse a una velocidad promedio de 15 °C/s o más hasta una temperatura de parada de enfriamiento entre 450 °C a 550 °C, después sumergirse en un baño fundido durante 10 a 60 s a de 480 a 525 °C dentro de un máximo de 30 s desde que se alcanza la temperatura de parada de enfriamiento, y después a 200 °C a una velocidad de enfriamiento promedio de 15 °C/s o más.

El documento JP 2014034716 describe un producto plano de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, buena capacidad de estirada y buenas propiedades de alargamiento de agujeros, y un procedimiento para su fabricación. El producto plano de acero presenta una microestructura que contiene menos del 80 % por unidad de superficie de martensita, del cual menos del 75 % por unidad de superficie es martensita revenida.

El documento WO 2016/177763 A1 describe un producto plano de acero con una combinación optimizada de resistencia y alargamiento y un procedimiento para su fabricación. El contenido de austenita residual en la microestructura del producto plano de acero debe ser inferior al 2 % en volumen para mejorar la isotropía de la deformabilidad.

El documento JP 2015224359 A describe un producto plano de acero de alta resistencia con buenas propiedades de procesamiento y una resistencia a la tracción de 980 MPa y más, así como un procedimiento para su fabricación. El recalentamiento (partición) que se realiza después del enfriamiento brusco a la temperatura del refrigerante se realiza en tiempos muy cortos claramente inferiores a 10 s para proporcionar un procedimiento eficiente y rentable. A este respecto se obtiene una microestructura de transformación a baja temperatura que comprende martensita revenida, bainita y bainita revenida.

En este contexto, el objetivo de la invención era presentar un producto plano de acero de alta resistencia con propiedades optimizadas, en particular muy buenas propiedades de endurecimiento en horno, y muy buenas propiedades de conformación tanto antes como después de un tratamiento BH.

Además, debería indicarse un procedimiento para la fabricación de dicho producto plano de acero.

Con respecto al producto plano de acero, el objetivo se logró mediante un producto que presenta al menos las características indicadas en la reivindicación 1.

Con respecto al procedimiento, el objetivo se logró porque al menos las etapas del procedimiento especificadas en la reivindicación 10 se completan en la fabricación de un producto plano de acero de acuerdo con la invención.

Un producto plano de acero de acuerdo con la invención se compone de un acero que se compone de (en % en peso)

0,1 -0 ,5 % de C,

1,0 - 3,0 % de manganeso,

0,9 -2 ,0 % de Si,

0,02 -1,5 % de Al,

0,001 - 0,008 % de N,

hasta 0,02 % de P,

hasta 0,005 % de S

y opcionalmente de uno o varios de los siguientes elementos

0,01 -1,0 % de Cr,

0,01 - 0,2 % de Mo,

0,001 - 0,01 % de B

y opcionalmente de un total de 0,005 - 0,2 % de V, Ti y Nb, en donde la proporción de Ti no es superior al 0,10 % y como resto hierro e impurezas inevitables, y en donde el producto plano de acero presenta una microestructura que se compone de

no más del 15 % por unidad de superficie de ferrita,

- no más del 5 % por unidad de superficie de bainita,

- al menos un 5 % en volumen de austenita residual y

- al menos el 80 % por unidad de superficie de martensita, de la cual

al menos el 75 % por unidad de superficie es martensita revenida.

Si en el presente caso se habla de ferrita, entonces se trata de ferrita poligonal en cada caso. Con respecto a la proporción total de martensita en la microestructura, al menos el 90 % de la martensita presenta una longitud de lanceta de martensita de como máximo 7,5 |jm y un ancho de lanceta de martensita de como máximo 1000 nm.

Un producto plano de acero de acuerdo con la invención se caracteriza porque, antes de un tratamiento BH, presenta un límite de alargamiento Rp0,2 superior a 700 MPa o un límite elástico ReH superior a 700 MPa, una resistencia a la tracción Rm de 950 - 1500 MPa así como un alargamiento A80 de 7 - 25 % y presenta un alto potencial de endurecimiento en horno (BH). El potencial BH se expresa en que el producto plano de acero presenta un aumento en el límite elástico de al menos 80 MPa después de un tratamiento BH y un alargamiento A80_BH que es al menos la mitad del alargamiento A80 antes del tratamiento BH.

Si aquí se da información sobre el contenido y la composición de las aleaciones, esta se refiere al peso o a la masa, a menos que se indique expresamente lo contrario.

El contenido de carbono del acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención es del 0,1 al 0,5 % en peso. Por un lado, el carbono contribuye a la formación y estabilización de la austenita. Sobre todo durante el primer enfriamiento que se realiza después de la austenización y durante el recocido dividido en partes subsiguiente, los contenidos de C de al menos 0,1 % en peso, preferentemente de al menos 0,12 % en peso contribuyen a estabilizar la fase austenítica, por lo que es posible garantizar en el producto plano de acero de acuerdo con la invención una proporción de austenita residual de al menos 5 % en volumen. La austenita residual puede estabilizarse de manera especialmente segura si el contenido de C es de al menos 0,14 % en peso. Por otro lado, el contenido de C presenta una fuerte influencia en la resistencia de la martensita. Esto se cumple tanto en la resistencia de la martensita formada durante el primer enfriamiento rápido como a la resistencia de la martensita formada durante el segundo enfriamiento rápido que comienza después del recocido de partición. Para aprovechar la influencia del carbono sobre la resistencia de la martensita, el contenido de C debe ser de al menos 0,1 % en peso. Además, se requiere un contenido mínimo de 0,1 % en peso para proporcionar suficientes átomos de carbono para una difusión de las dislocaciones presentes en el material durante un tratamiento BH posterior y así asegurar un efecto BH pronunciado. Se obtienen valores de BH particularmente altos cuando el contenido de C es de al menos 0,14 % en peso. Sin embargo, con el aumento del contenido de C, la temperatura de inicio de martensita Ms también se desplaza a temperaturas más bajas. Por lo tanto, un contenido de C superior al 0,5 % en peso podría provocar que no se formara suficiente martensita durante el enfriamiento rápido. La trabajabilidad, en particular la soldabilidad, también se ve perjudicada con contenidos de C más altos, por lo que el contenido de C debería ser como máximo 0,5 % en peso, preferentemente como máximo 0,4 % en peso.

Como elemento de aleación, el manganeso es importante para la templabilidad del acero así como para evitar la formación del componente de microestructura perlita durante el primer enfriamiento rápido. El contenido de Mn del acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención asciende, por lo tanto, a al menos 1,0 % en peso, preferentemente de al menos 1,9 % en peso, para proporcionar una microestructura libre de perlita para las siguientes etapas del proceso después del primer enfriamiento brusco. Sin embargo, a medida que aumenta el contenido de Mn, la soldabilidad se deteriora y aumenta el riesgo de que se produzca una segregación grave. Las segregaciones son heterogeneidades químicas en la composición formada durante el proceso de solidificación en forma de desintegraciones macroscópicas o microscópicas. Para reducir segregaciones y asegurar una buena soldabilidad, el contenido de Mn del acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención se limita a un máximo de 3,0 % en peso, preferentemente a un máximo de 2,7 % en peso.

El contenido de Si del acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención está limitado a 0,9-2,0 % en peso. El Si como elemento de aleación ayuda a suprimir la formación de cementita. La cementita es un carburo de hierro. Debido a la formación de cementita, el carbono se une en forma de carburo de hierro y ya no está disponible en forma atómica para la solución en la rejilla de hierro. Sin embargo, el carbono atómico, que se disuelve intersticialmente en la rejilla de hierro, contribuye significativamente a la estabilización de la austenita residual, por un lado, y a la mejora del efecto BH por el otro. A su vez, la austenita residual contribuye a mejorar la conformabilidad, en particular el alargamiento, tanto antes como después del tratamiento BH. También puede lograrse un efecto similar en términos de estabilización de la austenita residual mediante la adición por aleación de aluminio. Si el acero contiene al menos un 0,2 % en peso de Al, el contenido mínimo de Si que es al menos necesario para obtener un producto plano de acero de acuerdo con la invención puede reducirse hasta el 0,5 % en peso. Si el contenido de Al es inferior al 0,2 % en peso, el contenido de Si debería ser al menos del 0,9 % en peso. Sin embargo, dado que un alto contenido de Si puede tener un efecto negativo sobre la calidad de la superficie del producto plano de acero, el acero no debe contener más del 2,0 % en peso, preferentemente no más del 1,6 % en peso.

El aluminio está presente en el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención en contenidos de 0,02-1,5 % en peso. Se agrega Al para la desoxidación y el refinamiento del grano. El refinamiento del grano ocurre a través de la formación de grupos de AlN y precipitaciones de AlN, que inhiben en cada caso el crecimiento del grano durante el recocido de austenización, que también se conoce como austenización para abreviar. Por grupos de AlN en general, a este respecto se entiende acumulaciones de átomos de aluminio y nitrógeno que, en contraste con las precipitaciones de AlN, no presentan un límite de fase definido con respecto a la matriz. Para inhibir eficazmente el crecimiento del grano de austenita, el contenido de Al debería ser de al menos 0,01 % en peso. Por consiguiente mediante la fijación de Al y N a los defectos de la rejilla así como su posterior formación de cúmulos o precipitación pueden producirse granos de austenita particularmente finos. El tamaño de grano de austenita más fino lleva a que se forme una martensita fina con una longitud de lanceta pequeña que durante el primer enfriamiento rápido. En los casos en los que debe acortarse la duración de austenización, son especialmente ventajosos contenidos elevados de Al de al menos 0,02 % en peso. Otra ventaja para la formación de cúmulos de AlN y precipitaciones de AlN es un gran número de defectos de rejilla que están disponibles durante el calentamiento a la temperatura de austenización (THZ). Estos defectos de rejilla pueden introducirse en el material antes de la austenización, por ejemplo en forma de dislocaciones. Para los productos planos de acero de acuerdo con la invención ha resultado ventajoso introducir defectos de red mediante laminación en frío con un grado de laminación en frío de al menos el 37 %. El aluminio, como el silicio, contribuye a la supresión de la formación de cementita. Sin embargo, el Al no es tan efectivo como el Si para suprimir la formación de cementita. Sin embargo, dado que el Si repercute negativamente en la oxidación y la capacidad de recubrimiento y, por lo tanto, sobre la calidad de la superficie de los productos planos de acero, el Al puede utilizarse como sustituto del Si al seleccionar la composición de la aleación. A este respecto para la composición de acero de acuerdo con la invención han resultado ser especialmente eficaces contenidos de Al de al menos 0,1 % en peso. En contenidos más bajos de Al, la influencia del Al en la supresión de cementita no es significativa. Además, el aluminio contribuye a aumentar la actividad del carbono en la martensita. Esto se cumple tanto en la martensita formada después del primer enfriamiento rápido, que se realiza después de la austenización, como a la martensita formada después del segundo enfriamiento rápido, que se realiza después del recocido de partición. En la martensita formada después del primer enfriamiento rápido, el aluminio contribuye a acelerar la partición del carbono de martensita a austenita durante el recocido de partición. Esto puede acortar la duración del recocido de partición. Pero también se mejora la resistencia al envejecimiento del producto final, ya que una actividad de carbono elevada significa que los átomos de carbono individuales ya pueden difundirse en dislocaciones durante el recocido de partición y después ya no están disponibles para el envejecimiento a temperatura ambiente.

El aumento de la actividad del carbono también muestra un efecto positivo sobre el efecto BH. En un tratamiento con BH, la alta actividad de carbono también aumenta la fuerza impulsora para la fijación de átomos de carbono a las dislocaciones, lo que da como resultado un aumento en el valor de BH. Los contenidos de Al de al menos 0,02 % en peso han demostrado ser especialmente ventajosos para aumentar la actividad de carbono en la martensita. Dado que el aluminio aumenta la temperatura de recocido requerida para la austenización completa y la austenización completa solo es posible con dificultad con contenidos de Al por encima del 1,5 % en peso, el contenido de Al del acero del producto plano de acero de acuerdo con la invención está limitado a como máximo el 1,5 % en peso. Si debe ajustarse una temperatura de austenización baja para mejorar la eficiencia energética, se ha demostrado que son convenientes contenidos de Al de como máximo 0,2 % en peso.

De acuerdo con la invención para mejorar el valor de BH, la suma del contenido de Si y la mitad del contenido de Al es de al menos 0,9 % en peso.

Entonces se cumple la siguiente relación:

%Si 0,5* %Al > 0,9 % en peso

con % de Si: contenido respectivo de Si del acero en % en peso

% de Al : contenido de Al del acero en % en peso.

Los valores inferiores al 0,9 % en peso aumentan el riesgo de formación de cementita, a través de la cual el carbono se une y ya no está disponible para una difusión en la austenita residual durante el recocido de partición y, por lo tanto, ya no está disponible para una estabilización de la austenita residual.

El contenido de N en el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención está limitado a 0,001-0,008 % en peso. En el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención, el nitrógeno forma nitruros, por ejemplo con aluminio o titanio. Para un refinado de grano eficaz mediante cúmulos de AlN o precipitaciones de AlN, el acero debería contener al menos un 0,001 % en peso de N. Para aumentar la fuerza impulsora termodinámica de la formación de precipitación y, por lo tanto, para estabilizar el proceso, puede ajustarse un contenido de N preferido de al menos 0,002 % en peso. El aumento de los contenidos de N tiende a conducir a la formación de precipitaciones más grandes. Para evitar precipitados gruesos, que pueden afectar negativamente a la deformabilidad, el contenido de N se limita a un máximo de 0,008 % en peso.

El fósforo repercute negativamente sobre la soldabilidad en productos planos de acero de acuerdo con la invención. Por esta razón, el contenido de P debe ser lo más bajo posible y, en particular, no debe exceder el 0,02 % en peso.

Los contenidos suficientemente altos de azufre conducen a la formación de sulfuros como MnS o (Mn,Fe)S. Estas precipitaciones de sulfuro empeoran el alargamiento de un producto plano de acero de acuerdo con la invención, por lo que el contenido de S se limita como máximo al 0,005 % en peso.

Opcionalmente, el cromo puede estar presente en el acero en contenidos de hasta 1,0 % en peso. El cromo es un inhibidor eficaz de la perlita y contribuye a la resistencia. Esto se cumple en particular en contenidos de Cr de al menos 0,01 % en peso Sin embargo, con contenidos de Cr de más de 1,0 % en peso, aumenta el riesgo de una oxidación pronunciada del límite integranular, lo que conduce a un deterioro de la calidad de la superficie.

El molibdeno también puede estar contenido opcionalmente en el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención en cantidades de al menos 0,01 % en peso para evitar la formación de perlita. Por razones de coste, el contenido de Mo está limitado a contenidos de hasta el 0,2 % en peso.

El boro puede estar contenido como elemento de aleación opcional en contenidos de 0,001 a 0,01 % en peso en el acero de un producto plano de acero de acuerdo con la invención. El boro se segrega en los límites de fase y, por lo tanto, bloquea su movimiento. Esto favorece la formación de una microestructura de grano fino, que mejora las propiedades mecánicas del producto plano de acero. Cuando se alea boro, debería haber suficiente aluminio disponible para que se forme preferentemente AlN. En una realización preferida, se establece por lo tanto una relación Al/B de al menos 10. Sin embargo, no puede conseguirse ninguna mejora adicional añadiendo boro en más de 0,01 % en peso.

Opcionalmente, los aceros de productos planos de acero de acuerdo con la invención también pueden contener uno o más elementos de microaleación del grupo Ti, Nb y V. Los elementos de microaleación pueden formar carburos, nitruros o carbonitruros con carbono o nitrógeno. En forma de precipitaciones muy finamente distribuidas, estas contribuyen a una mayor resistencia. La suma de los elementos de microaleación debería ser de al menos 0,005 % en peso, de modo que la precipitación de carburos, nitruros o carbonitruros puede conducir a la congelación de limites intergranulares y de fase durante la austenización y, por lo tanto, puede contrarrestar el engrosamiento del grano. Al mismo tiempo, sin embargo, el carbono, que en forma atómica es favorable para la estabilización de la austenita residual, se une como carburo o carbonitruro. Para asegurar una estabilización suficiente de la austenita residual, la concentración total de elementos de microaleación no debería exceder en total el 0,2 % en peso. Para evitar la precipitación gruesa de nitruro de titanio, la concentración de titanio no debería ser superior al 0,10 %.

Un producto plano de acero de acuerdo con la invención presenta un límite de alargamiento Rp02 de más de 700 MPa o un límite elástico ReH de más de 700 MPa, una resistencia a la tracción Rm de 950 - 1500 MPa y así como un alargamiento A80 de 7 - 25 %, en donde el límite de alargamiento Rp02 o el límite elástico ReH, la resistencia a la tracción Rm así como el alargamiento A80 se determinan de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6892:2009. Al mismo tiempo, un producto plano de acero de acuerdo con la invención presenta un alto potencial de endurecimiento en horno (potencial Bh ). Una medida del potencial BH es el valor BH2, que se determina después de una deformación previa del 2 % y un revenido durante 20 minutos a 170 °C de acuerdo con la norma DIN EN 10325:2006 y asciende a al menos 80 MPa para productos planos de acero de acuerdo con la invención. El alargamiento A80_BH que se presenta después de un tratamiento BH durante 20 minutos a 170 °C en productos planos de acero de acuerdo con la invención conformados previamente en un 2 % es a este respecto al menos la mitad del alargamiento A80 antes del tratamiento BH. Los valores de alargamiento A80 y A80_BH se determinan a este respecto de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6892:2009.

El producto plano de acero de acuerdo con la invención presenta una estructura que no contiene más del 15 % por unidad de superficie de ferrita para asegurar las altas resistencias requeridas.

Además, por la forma en la que se lleva a cabo el proceso, la microestructura no presenta más del 5 % por unidad de superficie de bainita.

La microestructura de un producto plano de acero de acuerdo con la invención contiene al menos un 5 % en volumen de austenita residual. La austenita residual repercute favorablemente en la capacidad de conformación y el alargamiento de los aceros martensíticos. La austenita, estabilizada a temperatura ambiente, puede alargarse más que otros componentes microestructurales utilizando el efecto TRIP con mayor consolidación al mismo tiempo. Con la limitación de los elementos de aleación estabilizadores de la austenita tales como C y Mn por razones de soldabilidad, una proporción de austenita residual superior al 20 % en volumen no es posible con el proceso de fabricación descrito.

Además, el producto plano de acero de acuerdo con la invención contiene al menos un 80 % de unidad por superficie de martensita, del cual al menos el 75 % por unidad de superficie es martensita revenida.

La martensita formada en el transcurso del procedimiento de acuerdo con la invención después de la partición por el segundo enfriamiento brusco en la etapa de trabajo j) también se denomina martensita no revenida. La martensita resultante del primer enfriamiento brusco después de la austenización, que se somete a una partición, también se conoce como martensita revenida. Toda la proporción total de martensita presente en la microestructura está compuesta por martensita revenida y no revenida, en donde existe la posibilidad de que no haya martensita no revenida.

La proporción total de martensita, es decir, la suma de martensita revenida y no revenida, debe ser de al menos el 80 % por unidad de superficie, preferentemente al menos el 90 % por unidad de superficie. Esta alta proporción de martensita contribuye a una alta resistencia del producto plano de acero. Además, la martensita es un componente microestructural rico en carbono. Como tal, la martensita sirve como fuente para la difusión de carbono tanto durante el recocido de partición como durante el tratamiento BH. La austenita residual presente se estabiliza por la difusión de carbono de la martensita en la austenita durante el recocido de partición, lo que permite establecer una proporción de austenita residual de al menos un 5 % en volumen. La difusión de carbono durante el tratamiento con BH aumenta el efecto BH, dando como resultado un aumento en el valor de BH.

Al menos el 75 % de la martensita presente en el producto plano de acero es martensita revenida, porque solo entonces hay suficiente martensita disponible para una estabilización de austenita residual suficiente durante el recocido de partición. A este respecto, en al menos el 90 % de las lancetas de martensita se presenta un ancho de lanceta de martensita de como máximo 1000 nm. El ancho de lanceta reducido de como máximo 1000 nm conduce a trayectos de difusión cortos durante el recocido de partición, lo que permite una estabilización local específica de la austenita residual. La longitud de lanceta de martensita está limitada a como máximo 7,5 pm para garantizar una buena conformabilidad. Dado que las lancetas crecen con una relación definida de longitud respecto a ancho, el ancho está limitado, lo que repercute ventajosamente sobre la difusión del carbono.

A menos que se mencione lo contrario, la información sobre las partes microestructurales para los componentes microestructurales martensita, ferrita y bainita se basa en % por unidad de superficie y para la austenita residual en % en volumen. Debido a la finura de las estructuras de cristales, es recomendable realizar las pruebas de microestructura, incluyendo la determinación de la longitud y el ancho de la lanceta de martensita, en un microscopio electrónico de barrido (SEM) con un aumento de 5000x. Se recomienda una prueba mediante difracción de rayos X (XRD) según la norma ASTM E975 como procedimiento adecuado para la determinación cuantitativa de la austenita residual.

El procedimiento de acuerdo con la invención para fabricar un producto plano de acero de alta resistencia adecuado para el tratamiento de endurecimiento en horno comprende al menos las siguientes etapas de trabajo:

a) facilitar un producto plano de acero laminado en caliente, que se compone de un acero que, además de hierro e impurezas inevitables se compone de (en % en peso) 0,1 - 0,5 % de C, 1,0 - 3,0 % de Mn, 0,9 - 2,0 % de Si, 0,02 -1,5 % de Al, 0,001 - 0,008 % de N, hasta 0,02 % de hasta 0,005 % de S, así como opcionalmente uno o más de los siguientes elementos: 0,01 -1,0 % de Cr, 0,01 - 0,2 % de Mo, 0,001 - 0,01 % de B y opcionalmente un total de 0,005 - 0,2 % de V, Ti y Nb, en donde la proporción de Ti no supera el 0,10 %;

b) decapar el producto plano de acero laminado en caliente;

c) laminar en frío el producto plano de acero con un grado de laminación en frío de al menos 37 %;

d) calentar el producto plano de acero laminado en frío a una temperatura de zona de mantenimiento THZ, que está por encima de la temperatura A3 del acero y asciende a como máximo 950 °C, en donde el calentamiento hasta una temperatura de inflexión TW de 200 - 400 °C a una velocidad de calentamiento ThetaH1 de 5 - 50 K/s y por encima de la temperatura de inflexión TW con una velocidad de calentamiento ThetaH2 de 2 -10 K/s; e) mantener el producto plano de acero durante 5 -15 s a la temperatura de zona de mantenimiento THZ; f) enfriar opcionalmente el producto plano de acero dentro de 30 - 300 segundos desde la temperatura de zona de mantenimiento THZ a una temperatura intermedia TLK que asciende a al menos 620 y como máximo 720 °C; g) enfriar el producto plano de acero a una tasa de enfriamiento ThetaQ de más de un promedio de 5 K/s hasta una temperatura de parada de enfriamiento TAB, que está entre la temperatura inicial de martensita TMS y una temperatura que es hasta 175 °C inferior a TMS;

h) mantener el producto plano de acero a la temperatura de parada de enfriamiento TAB durante 10 - 60 segundos; i) calentar el producto plano de acero a una tasa de calentamiento ThetaB1, que asciende a 1 - 80 K/s, a una temperatura de tratamiento TB que asciende a 350 - 500 °C y opcionalmente mantener isotérmicamente el producto plano de acero a la temperatura de tratamiento TB, en donde el tiempo para el calentamiento y el mantenimiento isotérmico opcional asciende en total a de 10 a 1000 segundos;

j) enfriar el producto plano de acero a temperatura ambiente a una tasa de enfriamiento ThetaB2 de más de 5 K/s y menos de 500 K/s;

k) recubrir opcionalmente el producto plano de acero en un baño fundido ya sea

k1) por medio de recubrimiento por baño de inmersión antes del enfriamiento en la etapa de trabajo j) o k2) mediante recubrimiento electrolítico después del enfriamiento en la etapa de trabajo j).

En la etapa de trabajo a), se proporciona un producto plano de acero laminado en caliente, que se compone de un acero de la composición mencionada en la etapa a).

El producto plano de acero laminado en caliente se decapa antes del laminado en frío. El decapado en la etapa de trabajo b) se realiza de manera convencional.

De acuerdo con la invención, el laminado en frío en la etapa de trabajo c) debe realizarse con un grado de laminado en frío de al menos el 37 %. En el presente caso, por grado de laminación en frío KWG se entiende la reducción de espesor que se produce como consecuencia de la laminación en frío del producto plano de acero. El KWG puede describirse con la siguiente relación:

KWG = (h0 - h1) / h0

en donde h0 es el grosor del producto plano de acero antes del laminado en frío en mm y h1 es el grosor del producto plano de acero después del laminado en frío en mm. Si el producto plano de acero se sometiera a varios procesos de laminación en frío o a pasadas de laminación en frío después del decapado y antes del calentamiento en la etapa d), KWG se refiera al grado total de laminación en frío, es decir, h0 es el grosor del producto plano de acero antes del primer proceso de laminación en frío o pasada de laminación en frío en mm, y h1 es el grosor del producto plano de acero después del último proceso de laminación en frío o pasada de laminación en frío en mm. La laminación en frío con un KWG de al menos el 37 % da como resultado una homogeneización mecánica, así como una reducción del tamaño del grano y, por lo tanto, una microestructura de grano fino. Debido al alto grado de laminación en frío así como los procesos de precipitación y la fina microestructura inicial resultante antes del recocido, ya está presente una microestructura de austenita de grano muy fino antes del enfriamiento. En este sentido, los límites de grano actúan como un obstáculo para el crecimiento de lancetas de martensita, y la corta distancia entre los límites intergranulares en una microestructura fina conduce a lancetas más cortas y estrechas. Durante el enfriamiento brusco, se crea así una microestructura de las lancetas de martensita más finas con austenita residual incrustada en el medio. En la siguiente etapa de tratamiento, esto conduce a trayectos de difusión cortos, lo que significa que es posible una estabilización local específica de la austenita residual.

Se ha reconocido que los grados de laminación en frío del 37 % o más proporcionan muchos sitios de nucleación para la formación de austenita durante el recocido de austenización, lo que da como resultado una estructura austenítica de grano fino durante la austenización. El tamaño de grano de la microestructura austenítica puede reducirse aún más si el grado de laminación en frío es de al menos un 42 %. Por motivos de tecnología de instalaciones el grado de laminación en frío suele limitarse al 85 %.

El calentamiento del producto plano de acero laminado en frío en la etapa de trabajo d) a una temperatura de zona de mantenimiento THZ se realiza inicialmente hasta que se alcanza una temperatura de inflexión ^{T w ,} que asciende a 200-400 °C, con una tasa de calentamiento ThetaH1 de 5-50 K/s. Por encima de la temperatura de inflexión TW, el calentamiento se realiza a una velocidad de calentamiento ThetaH2 de 2 -10 K/s hasta que se alcanza la temperatura de la zona de mantenimiento THZ. A este respecto, el calentamiento también puede realizarse en un solo paso, es decir, las velocidades de calentamiento ThetaH1 y ThetaH2 se ajustan al mismo valor.

El producto plano de acero se calienta a una temperatura de zona de mantenimiento THZ, que se sitúa por encima de la temperatura A3 del acero, para permitir una transformación de microestructura completa en austenita. La temperatura A3 depende del análisis y puede estimarse utilizando la siguiente ecuación empírica:

A3[ °C] = 910-203*V %C-15,2 %Ni+44,7 %Si+31,5 %Mo-21,1 %Mn

con %C=C contenido del acero en % en peso, %Ni=Ni contenido del acero en % en peso, %Si=Si contenido del acero en % en peso, %Mo=Mo contenido del acero en % en peso, %Mn= contenido de Mn del acero en % en peso.

La temperatura de la zona de mantenimiento THZ también puede denominarse temperatura de austenización y el recocido en THZ también puede denominarse austenización. Por motivos económicos, la temperatura de la zona de mantenimiento se limita a un máximo de 950 °C.

En la etapa de trabajo e), el producto plano de acero se mantiene a la temperatura de la zona de mantenimiento THZ durante un tiempo de mantenimiento tHZ de al menos 5 segundos para garantizar una austenización completa. El tiempo de retención tHZ no debe exceder los 15 segundos para evitar la formación de un grano austenítico grueso y un crecimiento irregular del grano austenítico. El objetivo de la austenización es establecer un grano austenítico fino y regular, ya que dicha estructura repercute favorablemente en el valor de BH.

A partir de la temperatura de la zona de mantenimiento THZ, el producto plano de acero puede enfriarse opcionalmente primero lentamente en la etapa de trabajo f) a una temperatura intermedia TLK, que es de 620 °C y como máximo de 720 °C. TLK no es inferior a 620 °C para evitar una transformación de fase en ferrita. Por la misma razón, la duración tLK del enfriamiento de THZ a TLK está limitada a 30 - 300 segundos.

Después del enfriamiento lento opcional del producto plano de acero en la etapa de trabajo f) o ya después de mantener el producto plano de acero a la temperatura de la zona de mantenimiento THZ en la etapa e), el producto plano de acero se enfría en la etapa de trabajo g) a una tasa de enfriamiento ThetaQ mayor que la velocidad de enfriamiento en la etapa de trabajo f) de más de 5 K/s a una temperatura de parada de enfriamiento TAB. Debido a la alta tasa de enfriamiento, dicho enfriamiento también se denomina enfriamiento brusco o, para distinguir entre el enfriamiento brusco después del recocido de partición, el enfriamiento brusco en la etapa de trabajo g) también se denomina primer enfriamiento brusco. La velocidad de enfriamiento desde la temperatura intermedia TLK hasta la temperatura de parada de enfriamiento TAB es superior a 5 K/s para evitar tanto la transformación de la austenita en ferrita como en bainita para las composiciones de acero de acuerdo con la invención. Esto es aún más seguro con tasas de enfriamiento más altas, por lo que la velocidad de enfriamiento ThetaQ se establece preferentemente en más de 20 K/s. La tasa de enfriamiento de ThetaQ está limitada en términos de tecnología de instalaciones a valores de 500 K/s como máximo, preferentemente de 100 K/s como máximo.

La temperatura de parada de enfriamiento TAB se sitúa entre la temperatura inicial de martensita TMS y una temperatura que es hasta 175 °C inferior a TMS ((TMS-175 °C) < TAB < TMS). A este respecto por temperatura inicial de martensita TMS se entiende la temperatura a la que se inicia la transformación de austenita a martensita. La temperatura inicial de martensita puede estimarse utilizando la siguiente ecuación:

TMS[ °C] = 539 °C+(-423 %0-30,4 %Mn-7,5 %Si+30 %Al) °C/ % en peso

con %C=C contenido de acero en % en peso, %Mn=Mn contenido de acero en % en peso, %Si=Si contenido de acero en % en peso, %l=Al contenido de acero en % por peso.

Dado que la transformación de austenita en martensita no se realiza repentinamente sino en función del tiempo, el grado de transformación, es decir, la proporción de martensita, puede controlarse mediante el tiempo de mantenimiento tQ, con el que el producto plano de acero se mantiene en la temperatura de parada de refrigeración TAB. El tiempo de mantenimiento tQ en la etapa h) asciende a al menos 10 segundos para asegurar una transformación suficiente de la austenita en martensita. Con respecto a toda la microestructura, la proporción de martensita producida por el primer enfriamiento brusco después de la austenización debe ser al menos del 60 % por unidad de superficie. El tiempo de mantenimiento tQ no debería ser superior a 60 segundos para evitar una transformación completa en martensita y garantizar una proporción de austenita residual de al menos un 5 % en volumen en la microestructura del producto plano de acero a temperatura ambiente.

En la etapa i), el producto plano de acero se calienta a una temperatura de tratamiento TB con una tasa de calentamiento ThetaB1 y opcionalmente se mantiene a TB para enriquecer la austenita residual presente después de la etapa de trabajo h) con carbono procedente de la martensita sobresaturada, que se formó mediante el primer enfriamiento brusco. La redistribución del carbono, que también puede denominarse partición, se realiza a este respecto durante la fase de calentamiento a TB. Si a continuación el producto plano de acero también se mantiene isotérmicamente a TB, también se produce adicionalmente una partición durante el mantenimiento isotérmico opcional. El calentamiento a la temperatura de tratamiento TB y el subsiguiente mantenimiento opcional a la temperatura de tratamiento TB también se denominan recocido de partición o partición. Para permitir una redistribución suficiente del carbono, el calentamiento se realiza con una tasa de calentamiento de al menos 1 K/s y como máximo de 80 K/s. La temperatura de tratamiento TB asciende a de 350 - 500 °C para evitar la formación de carburos y la descomposición de la austenita residual. Además, el tiempo total de tratamiento tBT es de al menos 10 y como máximo 1000 segundos, también para asegurar una redistribución suficiente del carbono. El tiempo total de tratamiento tBT está compuesto por el tiempo necesario para el calentamiento y, dado el caso, el tiempo utilizado para el mantenimiento isotérmico opcional.

A continuación, el producto plano de acero se enfría a temperatura ambiente en la etapa de trabajo j) a una velocidad de enfriamiento ThetaB2. La velocidad de enfriamiento ThetaB2 es superior a 5 K/s, preferentemente superior a 20 K/s para permitir la formación de martensita. Esta etapa de enfriamiento también puede denominarse enfriamiento brusco debido a la alta tasa de enfriamiento. Para distinguirlo del primer enfriamiento brusco realizado en la etapa de trabajo g), el enfriamiento brusco en la etapa de trabajo j) también se denomina segundo enfriamiento brusco. La tasa de enfriamiento de ThetaB2 está limitada a valores de como máximo 500 K/s, preferentemente de 100 K/s como máximo en términos de tecnología de instalaciones.

El producto plano de acero puede someterse adicionalmente de manera opcional a un tratamiento de recubrimiento (etapa de trabajo k)). El tratamiento de recubrimiento puede llevarse a cabo o como recubrimiento por inmersión en baño fundido (etapa de trabajo k1)) o como recubrimiento electrolítico (etapa de trabajo k2)). Si se realiza un recubrimiento por inmersión en baño fundido (etapa de trabajo k1), el producto plano de acero, después de la partición en la etapa de trabajo i) y antes de enfriarse en la etapa de trabajo j), pasa a través de un baño de recubrimiento con una composición de baño fundido a base de zinc. A este respecto, preferentemente la temperatura del baño fundido asciende a 450 - 500 °C.

Como alternativa a la aplicación de un recubrimiento por inmersión en baño fundido, el producto plano de acero puede someterse a un revestimiento electrolítico (etapa de trabajo k2)). A diferencia del recubrimiento por inmersión en baño fundido, el recubrimiento electrolítico no se realiza a este respecto antes de que el producto plano de acero se haya enfriado en la etapa de trabajo j), sino solo después.

El tratamiento de recubrimiento de las etapas de trabajo k1) o k2) se realiza preferentemente en un procedimiento continuo. Una posible composición de baño fundido puede constar de hasta un 1 % en peso de Al, resto zinc e impurezas inevitables. Otra posible composición de baño fundido puede consistir en 1-2 % en peso de Al, 1-2 % en peso de Mg, el resto zinc e impurezas inevitables. Mediante el tratamiento de revestimiento, se aplica un recubrimiento de protección contra la corrosión al producto plano de acero en al menos un lado del producto plano de acero. El producto plano de acero revestido también puede someterse opcionalmente a un tratamiento de recocido galvánico.

El procedimiento de acuerdo con la invención puede llevarse a cabo de forma continua en instalaciones de recocido o instalaciones de recubrimiento de flejes que habitualmente están previstas para este propósito.

Procediendo de acuerdo con la invención, en particular al mantener el grado de laminación en frío KWG, la tasa de enfriamiento ThetaQ del enfriamiento rápido después de la austenización y el tiempo de mantenimiento tQ, se produce una microestructura que presenta una estructura martensítica muy fina. Esta estructura de martensita se caracteriza por una estructura de grano particularmente fino con un ancho de lanceta reducido. El alto grado de laminación en frío y las precipitaciones de carburos y nitruros conducen a una microestructura inicial de grano fino para el recocido de austenización. Con el procedimiento de acuerdo con la invención se evita un engrosamiento de grano durante la austenización, de modo que ya está presente una microestructura de grano muy fino antes del enfriamiento que sigue a la austenización. Los numerosos límites de grano de la microestructura fina dificultan el crecimiento de las lancetas de martensita. Las cortas distancias entre los límites de grano de la microestructura de grano fino conducen a lancetas de martensita cortas y estrechas. El enfriamiento rápido a tasas de enfriamiento ThetaQ de más de 5 K/s da como resultado una microestructura de lancetas de martensita muy finas con austenita residual incrustada en el medio. Una microestructura de este tipo proporciona caminos de difusión cortos para el carbono para el proceso de recocido de la etapa de trabajo i) siguiente y, por lo tanto, permite una estabilización local específica de la austenita residual.

Al mismo tiempo, sin embargo, todavía hay suficiente carbono de la martensita no revenida y de la martensita inducida por deformación formada durante la conformación para el subsiguiente tratamiento BH para la fijación a las dislocaciones. Debido a la microestructura fina presente después del recocido de partición, los caminos de difusión al interior de la martensita revenida son lo suficientemente cortos durante el tratamiento BH posterior para poder lograr un efecto BH alto incluso a temperaturas BH bajas y tiempos de tratamiento BH cortos.

Los productos planos de acero disponibles por la presente invención son particularmente adecuados para procesos de procesamiento posterior que comprenden un proceso de conformación en frío y un tratamiento térmico posterior a temperaturas inferiores a 300°C. La fabricación de componentes para aplicaciones en automóviles se menciona en este caso a modo de ejemplo. Los productos planos de acero se conforman a este respecto para formar componentes, por ejemplo, se pintan con pintura por inmersión catódica (KTL) y luego se someten a un tratamiento térmico en otra etapa del proceso, por ejemplo, durante el secado de la pintura al horno. El tratamiento térmico se realiza habitualmente como calentamiento dentro de un rango de temperatura normalmente de 120 a 250 °C por un período de normalmente 3 a 40 minutos. Los productos planos de acero de acuerdo con la invención en el presente caso son particularmente adecuados para dichas aplicaciones. Sin embargo, las propiedades ventajosas de los productos planos de acero de acuerdo con la invención también pueden utilizarse para productos que no han sido sometidos a ninguna deformación previa.

A continuación, la invención se explica con más detalle mediante ejemplos de realización:

Para la comprobación, se produjeron cinco masas fundidas A-E de las composiciones indicadas en la tabla 1, a partir de las cuales se produjeron 10 flejes laminados en caliente con un grosor de 1,8-2,5 mm de manera convencional. A este respecto, las masas fundidas C y E corresponden a las especificaciones de la composición del acero de acuerdo con la invención, mientras que las masas fundidas A, B y D presentan contenidos de Si demasiado bajos.

Los flejes laminados en caliente se decaparon de manera convencional y se procesaron para formar flejes laminados en frío con los grados de laminación en frío "KWG" indicados en la tabla 2a. La producción adicional de los flejes laminados en frío tuvo lugar de acuerdo con la información dada en la tabla 2a y la tabla 2b. A este respecto los flejes laminados en frío se calentaron en cada caso con una primera tasa de calentamiento "ThetaH1" más rápida a una temperatura de inflexión "TW" y después con una segunda tasa de calentamiento más lenta "ThetaH2" se llevaron a la temperatura de la zona de mantenimiento "THZ", a la que se mantuvieron durante la duración "tHZ". Los flejes laminados en frío de los ensayos 1-9 inicialmente se enfriaron lentamente a una temperatura intermedia "TLK" dentro de un período de tiempo "tLK", después se enfriaron bruscamente rápidamente desde la temperatura intermedia "TLK" a una tasa de enfriamiento "ThetaQ" hasta una temperatura de parada de enfriamiento. "TAB", en la que se mantuvieron en una duración "tQ". El fleje laminado en frío del ensayo 10 se enfrió bruscamente de manera rápida directamente a la temperatura de parada de enfriamiento "TAB" con una tasa de enfriamiento "ThetaQ" sin enfriamiento lento y se mantuvo a esta temperatura en la duración "tQ". A continuación, los productos planos de acero se sometieron a partición durante un tiempo "tBT", calentándose a la temperatura de partición "TB" a una velocidad de calentamiento "ThetaB1". Finalmente, los productos planos de acero se enfriaron bruscamente a temperatura ambiente con una tasa de enfriamiento "ThetaB2". Se realizaron 10 ensayos, de los cuales los ensayos 4, 8 y 10 cumplen con las especificaciones de la invención.

Se tomaron muestras de los ensayos 1-10, en los que se examinó la microestructura y se probaron las propiedades mecánicas. Los resultados de las pruebas de microestructura se indican en la Tabla 3 y los resultados de las pruebas de propiedades mecánicas se indican en la Tabla 4. A este respecto "MA" designa la proporción de martensita revenida en toda la estructura, "M" la proporción de martensita no revenido en toda la microestructura, "F" la proporción de ferrita, "B" la proporción de bainita, "RA" la proporción de austenita residual. Los términos longitud de lanceta y ancho de lanceta se refieren a las estructuras de la martensita.

Las pruebas de microestructura se llevaron a cabo en secciones transversales en una capa de 1/3t, es decir, en secciones que se tomaron en un tercio del grosor de chapa. Las secciones se prepararon para un examen con microscopía electrónica de barrido (SEM) y se trataron con un ataque químico de Nital al 3 %. Debido a la finura de las estructuras de microestructura, la microestructura se caracterizó mediante observación REM con un aumento por 5000. La determinación cuantitativa de la austenita residual se realizó mediante difracción de rayos X (XRD) según la norma ASTM E975.

La comprobación de las propiedades mecánicas límite de alargamiento "Rp02", resistencia a la tracción "Rm" y alargamiento "A80" se realizó de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6892:2009 en muestras que no se sometieron a ningún tratamiento BH. Para probar las propiedades BH, se tomaron muestras de los mismos productos planos de acero y se sometieron a una deformación previa del 2 % y se sometieron a revenido a 170 °C durante 20 minutos. El valor de endurecimiento en horno "BH2" se probó de acuerdo con la norma DIN EN DIN EN 10325:2006. La prueba del alargamiento "A80_BH" presente después del tratamiento BH, que también se denomina alargamiento residual, se llevó a cabo de acuerdo con la norma DIN EN ISO 6892:2009.

Las pruebas muestran que la diferencia entre el límite de alargamiento Rp02 antes del tratamiento BH y el límite elástico después del tratamiento BH tiende a aumentar con el aumento de la resistencia del producto plano de acero. Esto puede atribuirse a la mayor proporción de martensita en las muestras de mayor resistencia. Con una resistencia y un alargamiento A80 comparables, las muestras 4 y 8 de acuerdo con la invención presentan un valor BH "BH2" más alto y un alargamiento residual "A80_BH" significativamente mejor que sus muestras de comparación 5 y 9, que no se produjeron de acuerdo con la invención a partir de la misma masa fundida.

Tabla 1

Tabla 2a

Tabla 2b

continuación

Tabla 3

Tabla 4

Claims

REIVINDICACIONES

1. Producto plano de acero de alta resistencia adecuado para un tratamiento de endurecimiento en horno, que se compone de un acero que, además de hierro e impurezas inevitables (en % en peso), se compone de

C: 0,1 -0 ,5% ,

Si: 0,9 -2 ,0% ,

Mn: 1,0 -3 ,0% ,

Al: 0,02 -1,5% ,

N: 0,001 - 0,008 %,

P: < 0,02%,

S: < 0,005%,

así como opcionalmente de uno o más de los siguientes elementos Cr: 0,01 -1,0 %, Mo: 0,01 - 0,2 %, B: 0,001 -0,01 %,

así como opcionalmente de un total del 0,005 - 0,2 % de V, Ti y Nb, en donde la proporción de Ti ya no asciende a más del 0,10 %,

en donde el producto plano de acero presenta una microestructura que se compone de

- no más del 15 % por unidad de superficie de ferrita,

- no más del 5 % por unidad de superficie de bainita,

- al menos un 5 % en volumen de austenita residual y

- al menos el 80 % por unidad de superficie de martensita, de la cual al menos el 75 % por unidad de superficie es martensita revenida,

en donde con respecto a la proporción total de martensita en la microestructura, para al menos el 90 % de la martensita esta presenta una longitud de lanceta de martensita de como máximo 7,5 pm y un ancho de lanceta de martensita de como máximo 1000 nm, medidos tal como se expone en la descripción, y en donde el producto plano de acero presenta un límite de alargamiento Rp02 superior a 700 MPa o un límite elástico ReH superior a 700 MPa, una resistencia a la tracción Rm de 950 - 1500 MPa, un alargamiento A80 del 7 - 25 % y un valor BH2 que, después de una deformación previa del 2 % y un revenido durante 20 minutos a 170 °C se determina de acuerdo con la norma DIN EN 10325:2006, de al menos 80 MPa.

2. Producto plano de acero según la reivindicación 1 caracterizado por que el contenido de carbono es de al menos el 0,14 % en peso.

3. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores caracterizado por que el contenido de Al del acero del producto plano de acero asciende a al menos el 0,2 % en peso.

4. Producto plano de acero según una de las reivindicaciones anteriores. caracterizado por que está provisto de un revestimiento de protección contra la corrosión a base de zinc en al menos un lado.

5. Procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de alta resistencia adecuado para el tratamiento de endurecimiento en horno según la reivindicación 1, que comprende las siguientes etapas de trabajo:

a) facilitar un producto plano de acero laminado en caliente, que se compone de un acero que, además de hierro e impurezas inevitables, se compone de (en % en peso) el 0,1 - 0,5 % de C, el 1,0 - 3,0 % de Mn, el 0,9 - 2,0 % de Si, el 0,02 - 1,5 % de Al, el 0,001 - 0,008 % de N, hasta el 0,02 % de P, hasta el 0,005 % de S así como opcionalmente de uno o más de los siguientes elementos: el 0,01 -1,0 % de Cr, el 0,01 - 0,2 % de Mo, el 0,001 -0,01 % de B, así como opcionalmente un total del 0,005 - 0,2 % de V, Ti y Nb, en donde la proporción de Ti no supera el 0,10 %;

b) decapar el producto plano de acero laminado en caliente;

c) laminar en frío el producto plano de acero con un grado de laminación en frío de al menos el 37 %;

d) calentar el producto plano de acero laminado en frío a una temperatura de zona de mantenimiento THZ, que está por encima de la temperatura A3 del acero y asciende a como máximo 950 °C, en donde el calentamiento tiene lugar hasta una temperatura de inflexión TW de 200 - 400 °C a una velocidad de calentamiento ThetaH1 de 5 - 50 K/s y por encima de la temperatura de inflexión TW a una velocidad de calentamiento ThetaH2 de 2 -10 K/s; e) mantener el producto plano de acero durante 5 -15 s a la temperatura de zona de mantenimiento THZ; f) enfriar opcionalmente el producto plano de acero dentro de 30 - 300 segundos desde la temperatura de zona de mantenimiento THZ a una temperatura intermedia TLK que asciende a al menos 620 °C y como máximo 720 °C; g) enfriar el producto plano de acero a una tasa de enfriamiento ThetaQ de más de un promedio de 5 K/s hasta una temperatura de parada de enfriamiento TAB, que está entre la temperatura inicial de martensita TMS y una temperatura que es hasta 175 °C inferior a TMS;

j) enfriar el producto plano de acero a temperatura ambiente con una tasa de enfriamiento ThetaB2 de más de 5 K/s y menos de 500 K/s

k) recubrir opcionalmente el producto plano de acero en un baño fundido ya sea

6. Procedimiento según la reivindicación 5 caracterizado por que el grado de laminación en frío en la etapa de trabajo c) asciende a al menos el 42%.

7. Procedimiento según las reivindicaciones 5 o 6 caracterizado por que el producto plano de acero atraviesa un baño fundido a base de zinc en la etapa de trabajo k).

8. Procedimiento según la reivindicación 7 caracterizado por que la composición de baño fundido en la etapa de trabajo k) se compone del 1-2 % en peso de Al, el 1-2 % en peso de Mg, el resto zinc e impurezas inevitables.

9. Procedimiento según una de las reivindicaciones 5 a 8 caracterizado por que el tratamiento de recubrimiento opcional en la etapa de trabajo k) se realiza en un proceso en continuo.

10. Procedimiento según una de las reivindicaciones 5 a 9 caracterizado por que la tasa de enfriamiento ThetaB2 en la etapa de trabajo j) no supera 20 K/s.