ES2899238T3 - Tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir una pieza conformada en caliente, pieza y método para conformar en caliente una pieza en bruto en una pieza - Google Patents

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Abstract

Tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir piezas conformadas en caliente que tienen la siguiente composición en % en peso: C: 0,03 - 0,17, Mn: 0,65 - 2,50, Cr: 0,2 -2,0, Ti: 0,01 - 0,10, Nb: 0,01-0,10, B: 0,0005-0,005, N: <= 0,01, en donde Ti/N >= 3,42, y opcionalmente uno o más de los elementos seleccionados entre: Si: <= 0,1, Mo: <= 0,1, Al: <= 0,1, Cu: <= 0,1, P: :<= 0,03, S: <= 0,025, O: <= 0,01, V: <= 0,15, Ni: <= 0,15 Ca: <= 0,15 el resto es hierro e impurezas inevitables.

Description

DESCRIPCIÓN
Tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir una pieza conformada en caliente, pieza y método para conformar en caliente una pieza en bruto en una pieza
La presente invención se refiere a una tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir una pieza conformada en caliente; una pieza conformada en caliente; y un método para producir una pieza conformada en caliente.
Existe una demanda creciente de aleaciones de acero que permitan la reducción del peso de las piezas de automóviles para reducir el consumo de combustible, mientras que proporcionan al mismo tiempo una mejor protección a los pasajeros.
Con el fin de cumplir con los requisitos de la industria automotriz en términos de propiedades mecánicas mejoradas, tal como mejor resistencia a la tracción, absorción de energía, funcionabilidad, ductilidad y dureza, se han desarrollado procesos de conformado en frío y conformado en caliente para producir aceros que cumplan con estos requisitos.
En los procesos de conformado en frío, el acero se transforma en un producto a casi temperatura ambiente. Los productos de acero producidos de esta manera son, por ejemplo, aceros de doble fase (DP) que tienen una microestructura ferrítico-martensítica. Aunque estos aceros DP muestran una alta resistencia a la tracción máxima, su capacidad de flexión y límite de elasticidad son bajos, lo que no es deseable ya que reduce el rendimiento en caso de choque.
En los procesos de conformado en caliente, los aceros se calientan más allá de su temperatura de recristalización y se enfrían para obtener las propiedades deseadas del material, generalmente mediante una transformación martensítica. Los conceptos básicos de la técnica de conformado en caliente y las composiciones de acero adaptadas para su uso ya se describieron en el documento GB1490535. El documento WO2015/144318 describe un método para conformar en caliente una pieza mediante el uso de una pieza en bruto de acero recubierta usada en la industria automotriz, por ejemplo, carrocería en blanco de vehículos automotores.
Un acero que se usa típicamente para el conformado en caliente es el acero 22MnB5. Este acero al boro se puede calentar en un horno y generalmente se austenitiza entre 870-940 °C, se transfiere del horno a la herramienta de conformación y se estampa en la geometría de la pieza deseada, mientras que la pieza se enfría al mismo tiempo. La ventaja de tales piezas de acero al boro producidas de esta manera es que muestran una alta resistencia a la tracción máxima para la resistencia a los choques anti-intrusiva debido a su microestructura completamente martensítica, pero al mismo tiempo muestran una baja ductilidad y capacidad de flexión que a su vez da como resultado una limitada dureza y, por lo tanto, una resistencia a los choques de absorción deficiente de energía de impacto.
La medición de la resistencia a la fractura es una herramienta útil para indicar la absorción de energía de impacto de los aceros. Cuando los parámetros de resistencia a la fractura son altos, generalmente se obtiene un buen comportamiento al choque.
En vista de lo anterior, será evidente que existe la necesidad de piezas de acero que muestren una excelente resistencia a la tracción máxima y, al mismo tiempo, una excelente ductilidad y capacidad de flexión, y a su vez una excelente absorción de energía de choque.
Por lo tanto, un objeto de la presente invención es proporcionar una tira, lámina o pieza en bruto de acero que se pueda conformar en caliente en una pieza que tenga una combinación de excelente resistencia a la tracción, ductilidad y capacidad de flexión, y proporcionar de esta manera una excelente absorción de energía de choque en comparación a los aceros convencionales conformados en frío y en caliente.
Otro objeto de la presente invención es proporcionar una pieza conformada en caliente que se produce a partir de una tira, lámina o pieza en bruto de acero de este tipo, y el uso de dicha pieza conformada en caliente como pieza estructural de un vehículo.
Otro objeto más de la presente invención es proporcionar un método para conformar en caliente una pieza en bruto de acero en una pieza.
Se ha descubierto ahora que estos objetivos pueden establecerse cuando se usa un acero de baja aleación que contiene, además de carbono, manganeso, cromo, titanio y nitrógeno, cantidades relativamente pequeñas de niobio y boro.
En consecuencia, la presente invención se refiere a una tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir piezas conformadas en caliente como se describe en la reivindicación 1 adjunta.
La pieza conformada en caliente producida a partir de la tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la presente invención muestra una combinación mejorada de resistencia a la tracción, ductilidad y capacidad de flexión y, de esta manera, dureza al impacto en comparación con los aceros al boro convencionales conformados en caliente.
Se tienen en cuenta dos componentes automotrices para estos aceros, específicamente, las barras longitudinales frontales y el pilar B. Para el frontal longitudinal, actualmente se usa un acero de doble fase (DP800) conformado en frío y para el pilar B se usa acero 22MnB5 estampado en caliente. El acero DP tiene una menor absorción de energía, y mediante el uso de un acero de mayor resistencia (Máxima Resistencia a la Tracción> 800 MPa) se permitirá un mayor ahorro de peso mediante la reducción del calibre y una mayor seguridad de los pasajeros mediante una mayor absorción de energía de choque. Por otra parte, para el pilar B, una solución usada actualmente es mediante el uso de dos tipos de aceros: acero de resistencia ultra alta (-1500 MPa) 22MnB5 para la pieza superior y un acero de resistencia inferior (500 MPa) para la pieza inferior. Las dos piezas en bruto de acero se unen mediante soldadura láser antes del estampado en caliente y luego la preforma híbrida se estampa en el pilar B. Mediante el uso de esta solución, durante el choque, la parte superior resiste la intrusión mientras que la parte inferior absorbe energía debido a su alta ductilidad. La invención actual ofrece un mejor rendimiento y un potencial de ahorro de peso: el acero de mayor resistencia inventado puede reemplazar el acero de menor resistencia de la pieza inferior con una mayor capacidad de absorción de energía.
Preferentemente, la tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir piezas conformadas en caliente como se describe anteriormente tiene la siguiente composición en % en peso:
C: 0,05 - 0,17, preferentemente 0,07 - 0,15, y/o
Mn: 1,0 - 2,1, preferentemente 1,2 -1,8, y/o
Cr: 0,5 -1,7, preferentemente 0,8 -1,5 y/o
Ti: 0,015 - 0,07, preferentemente 0,025 - 0,05, y/o
Nb: 0,02 - 0,08, preferentemente 0,03 - 0,07, y/o
B: 0,0005 - 0,004, preferentemente 0,001 - 0,003 y/o
N: 0,001 - 0,008, preferentemente 0,002 - 0,005
y opcionalmente uno o más de los elementos seleccionados entre:
Si: < 0,1, preferentemente < 0,05,
Mo: < 0,1, preferentemente < 0,05,
Al: <0,1, preferentemente < 0,05,
Cu: < 0,1, preferentemente < 0,05,
P: :< 0,03, preferentemente < 0,015
S: < 0,025, preferentemente < 0,01
O: < 0,01, preferentemente < 0,005,
V: <0,15, preferentemente < 0,05,
Ca: < 0,01
el resto es hierro e impurezas inevitables.
Se agrega carbono para asegurar buenas propiedades mecánicas. Se añade C en una cantidad de 0,03 % en peso o más para lograr una alta resistencia y aumentar la templabilidad del acero. Cuando se agrega demasiado carbono, existe la posibilidad de que la dureza y la soldabilidad de la lámina de acero se deterioren. La cantidad de C usada de acuerdo con la invención está por lo tanto en el intervalo de 0,03 - 0,17 % en peso, preferentemente en el intervalo de 0,05 - 0,17 % en peso, y con mayor preferencia en el intervalo de 0,07 - 0,15 % en peso.
Se usa manganeso porque promueve la templabilidad y fortalece la solución sólida. El contenido de Mn es de al menos 0,65 % en peso para proporcionar un refuerzo adecuado de la solución sólida de sustitución y una templabilidad adecuada por enfriamiento rápido, minimizando al mismo tiempo la segregación de Mn durante la fundición y manteniendo un equivalente de carbono suficientemente bajo para las técnicas de soldadura por puntos de resistencia automotriz. Además, el Mn es un elemento útil para reducir la temperatura de Ac3. Un contenido más alto de Mn es ventajoso para reducir la temperatura necesaria para el conformado en caliente. Cuando el contenido de Mn excede el 2,5 % en peso, la lámina de acero puede sufrir de mala soldabilidad y malas características de laminación en caliente y en frío que afectan la procesabilidad del acero. La cantidad de Mn usada de acuerdo con la invención está en el intervalo de 0,65 - 2,5 % en peso, preferentemente en el intervalo de 1,0 - 2,1 % en peso, y con mayor preferencia en el intervalo de 1,2 - 1,8 % en peso.
El cromo mejora la templabilidad del acero y facilita evitar la formación de ferrita y/o perlita durante el enfriamiento por prensa. Al respecto, se observa que la presencia de ferrita y/o perlita en la microestructura es perjudicial para las propiedades mecánicas de la microestructura objetivo en esta invención. La cantidad de Cr usada en la invención está en el intervalo de 0,2 - 2,0 % en peso, preferentemente en el intervalo de 0,5 - 1,7 % en peso, con mayor preferencia en el intervalo de 0,8 -1,5 % en peso.
Preferentemente, el manganeso y el cromo se usan en una cantidad tal que Mn Cr < 2,7, preferentemente Mn Cr está en el intervalo de 0,5 - 2,5, y con mayor preferencia Mn Cr está en el intervalo de 2,0 - 2,5.
Se añade titanio para formar precipitados de TiN para eliminar el N a altas temperaturas mientras se enfría el acero fundido. La formación de TiN prohíbe la formación de B3N4 a temperaturas más bajas para que B, que también es un elemento esencial para esta invención, se vuelva más efectivo. Estequiométricamente, la relación de adición de Ti a N (Ti/N) debe ser > 3,42. De acuerdo con la invención, la cantidad de titanio está en el intervalo de 0,01 - 0,1 % en peso, preferentemente en el intervalo de 0,015 - 0,07 % en peso, y con mayor preferencia en el intervalo de 0,025 -0,05 % en peso.
El niobio tiene el efecto de formar precipitados fortalecedores y refinar la microestructura. El Nb aumenta la resistencia por medio del refinamiento del grano y el endurecimiento por precipitación. El refinamiento del grano da como resultado una microestructura más homogénea que mejora el comportamiento de conformación en caliente, en particular cuando se introducen tensiones muy localizadas. Una microestructura fina y homogénea también mejora el comportamiento de flexión. La cantidad de Nb usada en la invención está en el intervalo de 0,01 - 0,1 % en peso, preferentemente en el intervalo de 0,02 - 0,08 % en peso, y con mayor preferencia en el intervalo de 0,03 - 0,07 % en peso.
El boro es un elemento importante para aumentar la templabilidad de las láminas de acero y para aumentar aún más el efecto de garantizar de manera estable la resistencia después del enfriamiento. De acuerdo con la invención, el B está presente en una cantidad en el intervalo de 0,0005 - 0,005 % en peso, preferentemente en el intervalo de 0,0005 - 0,004 % en peso, con mayor preferencia en el intervalo de 0,001 - 0,003 % en peso.
El nitrógeno tiene un efecto similar al de C. El N se combina adecuadamente con titanio para formar precipitados de TiN. La cantidad de N de acuerdo con la invención es a lo máximo del 0,01 % en peso. Preferentemente, la cantidad de N está en el intervalo de 0,001 - 0,008 % en peso. Adecuadamente, el N está presente en una cantidad en el intervalo de 0,002 - 0,005 % en peso.
De acuerdo con la presente invención, Mn, Cr y B se usan en cantidades tales que (B x 1000)/(Mn Cr) está en el intervalo de 0,185 - 2,5, preferentemente en el intervalo de 0,2 - 2,0, y con mayor preferencia en el intervalo de 0,5 a 1,5. La relación (B x 1000)/(Mn Cr) aplicada de acuerdo con la presente invención establece una templabilidad adecuada del acero.
Las cantidades de Si, Mo, Al, Cu, P, S, O, V, Ni y Ca, si están presentes, deben ser bajas.
También se agrega silicio para promover la templabilidad y el fortalecimiento adecuado de la solución sólida de sustitución. La cantidad de Si usada en la invención es a lo máximo 0,1 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,5 % en peso.
Se agrega aluminio para desoxidar el acero. La cantidad de Al es a lo máximo 0,1 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,05 % en peso.
Se agrega molibdeno para mejorar la templabilidad del acero y facilitar la formación de bainita. La cantidad de Mo usada de acuerdo con la invención es a lo máximo 0,1 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,05 % en peso. Se agrega cobre para mejorar la templabilidad y aumentar la resistencia del acero. Si está presente, el Cu se usa de acuerdo con la invención en una cantidad de a lo máximo 0,1 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,05 % en peso.
Se sabe que P amplía el intervalo de temperatura intercrítica de un acero. El P también es un elemento útil para mantener la austenita retenida deseada. Sin embargo, el P puede deteriorar la funcionabilidad del acero. De acuerdo con la invención, el P debería estar presente en una cantidad de a lo máximo 0,03 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,015 % en peso.
Es necesario minimizar la cantidad de azufre para reducir las inclusiones no metálicas dañinas. El S forma inclusiones a base de sulfuro tal como MnS, que inicia el agrietamiento y deteriora la procesabilidad. Por lo tanto, es conveniente reducir la cantidad de S tanto como sea posible. De acuerdo con la presente invención, la cantidad de S es a lo máximo 0,025 % en peso, preferentemente una cantidad de a lo máximo 0,01 % en peso.
Los productos de acero deben desoxidarse porque el oxígeno reduce varias propiedades tales como la resistencia a la tracción, la ductilidad, la dureza y/o la soldabilidad. Por tanto, debe evitarse la presencia de oxígeno. De acuerdo con la presente invención, la cantidad de O es a lo máximo 0,01 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,005 % en peso.
Se puede agregar vanadio para formar precipitados V (C, N) para fortalecer el producto de acero. La cantidad de vanadio, si la hay, es a lo máximo 0,15 % en peso, preferentemente a lo máximo 0,05 % en peso.
Puede añadirse níquel en una cantidad de a lo máximo 0,15 % en peso. Se puede agregar Ni para aumentar la resistencia y dureza del acero.
El calcio puede estar presente en una cantidad de hasta el 0,05 % en peso, preferentemente hasta el 0,01 % en peso. Se agrega Ca para esferoidizar las inclusiones que contienen azufre y minimizar la cantidad de inclusiones alargadas. Sin embargo, la presencia de inclusiones de CaS aún conducirá a falta de homogeneidad en la matriz; por tanto, es mejor reducir la cantidad de S.
De acuerdo con una modalidad preferida, 1000 * B dividido por la suma de Mn y Cr tiene que estar entre 0,185 y 2,5, preferentemente entre 0,5 y 1,5. Esta limitación mejora la templabilidad del acero.
Preferentemente, la tira, lámina o pieza en bruto de acero se proporciona con un recubrimiento a base de zinc, un recubrimiento a base de aluminio o un recubrimiento de base orgánica. Tales recubrimientos reducen la oxidación y/o descarburación durante un proceso de conformado en caliente.
Se prefiere cuando el recubrimiento a base de zinc es un recubrimiento que contiene 0,2 - 5,0 % en peso de Al, 0,2 -5,0 % en peso de Mg, opcionalmente a lo máximo 0,3 % en peso de uno o más elementos adicionales, el resto es zinc e impurezas inevitables. Los elementos adicionales pueden seleccionarse del grupo que comprende Pb o Sb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Ni, Zr o Bi. Pb, Sn, Bi y Sb se añaden usualmente para formar floreados.
Preferentemente, la cantidad total de elementos adicionales en la aleación de zinc es a lo máximo del 0,3 % en peso. Estas cantidades pequeñas de un elemento adicional no alteran las propiedades del recubrimiento ni del baño de manera significativa para las aplicaciones habituales.
Cuando uno o más elementos adicionales están presentes en el recubrimiento de aleación de zinc, cada uno está presente preferentemente en una cantidad de a lo máximo 0,03 % en peso, preferentemente cada uno está presente en una cantidad de a lo máximo 0,01 % en peso. Los elementos adicionales generalmente solo se agregan para evitar la formación de escoria en el baño con aleación de zinc fundido para el galvanizado en caliente, o para formar lentejuelas en la capa de recubrimiento.
La pieza conformada en caliente producida a partir de una tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la presente invención tiene una microestructura que comprende a lo máximo un 60 % de bainita, el resto es martensita. Preferentemente, la microestructura comprende a lo máximo 50 vol. % de bainita, el resto es martensita. Con mayor preferencia, la microestructura comprende a lo máximo 40 vol. % de bainita, el resto es martensita. La martensita proporciona una alta resistencia, mientras que la bainita más blanda mejora la ductilidad. La pequeña diferencia de resistencia entre martensita y bainita ayuda a mantener una alta capacidad de flexión debido a la falta de interfaces de fase débil.
La pieza conformada en caliente de acuerdo con la presente invención presenta excelentes propiedades mecánicas. La pieza tiene una resistencia a la tracción (TS) de al menos 750 MPa, preferentemente de al menos 800 MPa, con mayor preferencia de al menos 900 MPa, y además tiene una resistencia a la tracción de a lo máximo 1400 MPa. La pieza tiene adecuadamente una elongación total (TE) de al menos 5 %, preferentemente 5,5 %, con mayor preferencia al menos 6 % y con la máxima preferencia al menos 7 %, y/o un ángulo de flexión (BA) de 1,0 mm de grosor de al menos 100°, preferentemente al menos 115°, con mayor preferencia al menos 130° y con la máxima preferencia al menos 140°.
Será evidente que los productos de acero de acuerdo con la presente invención exhiben una excelente absorción de energía de choque.
La presente invención también se refiere al uso de piezas conformadas en caliente como se describió anteriormente, como pieza estructural en la carrocería en blanco de un vehículo. Tales piezas están hechas de la presente tira, lámina o pieza en bruto de acero. Estas piezas tienen una alta resistencia, alta ductilidad y alta capacidad de doblado. En particular, las piezas en forma de piezas estructurales de vehículos son muy atractivas, ya que exhiben una excelente absorción de energía de choque y, a su vez, oportunidades de reducción de calibre y aligeramiento basadas en la resistencia a los choques en comparación con el uso de aceros al boro convencionales conformados en caliente y aceros multifásicos conformados en frío.
La presente invención se refiere además a un método para producir un pieza de acuerdo con la presente invención. En consecuencia, la presente invención también se refiere a un método para conformar en caliente una pieza en bruto de acero o una pieza preformada en una pieza como se describe en la reivindicación 11 adjunta.
De acuerdo con el presente método, se encontró que conformando la pieza en bruto calentada en una pieza como se describió anteriormente, se pueden obtener piezas de formas complejas con propiedades mecánicas mejoradas.
En particular, las piezas exhiben una excelente absorción de energía de choque y, por lo tanto, permiten oportunidades de reducción de calibre y aligeramiento basadas en la resistencia al choque en comparación con el uso de aceros al boro convencionales conformados en caliente y acero multifásico conformado en frío.
Después del enfriamiento de la pieza a una temperatura por debajo de la temperatura Mf, la pieza puede, por ejemplo, enfriarse más a temperatura ambiente en aire, o puede enfriarse a la fuerza a temperatura ambiente.
En el método de acuerdo con la presente invención, la pieza en bruto que se va a calentar en la etapa (a) se proporciona como intermedio para las etapas subsecuentes. La tira o lámina de acero a partir de la cual se produce la pieza en bruto se puede obtener mediante procesos de fundición estándar. En una modalidad preferida, la tira o lámina de acero se lamina en frío. La tira o lámina de acero se puede cortar de forma adecuada en una pieza en bruto de acero. También se puede usar una pieza de acero preformada. La pieza preformada puede formarse parcialmente o totalmente en la geometría deseada, preferentemente a temperatura ambiente.
La pieza en bruto de acero se calienta en la etapa (a) a una temperatura T1 durante un período de tiempo t1. Preferentemente, en la etapa (a) la temperatura T1 es 50-100 °C más alta que la temperatura Ac3 del acero, y/o la temperatura T2 está por encima de la temperatura Ar3. Cuando T1 está 50- 100 °C por encima de la temperatura de Ac3, el acero se austenitiza total o casi completamente dentro del período de tiempo t1, y el enfriamiento durante la etapa (b) es fácilmente posible. Cuando la microestructura es una microestructura austenítica homogénea, se mejora la conformabilidad.
Preferentemente, el período de tiempo t1 es al menos 1 minuto y a lo máximo 7 minutos. Un período de tiempo t1 demasiado largo puede resultar en granos austeníticos gruesos, que deteriorarán las propiedades mecánicas finales El aparato de calentamiento que se usará en la etapa (a) puede ser, por ejemplo, un horno eléctrico o de gas, un dispositivo de calentamiento por resistencia eléctrica, un dispositivo de calentamiento por inducción de infrarrojos. En la etapa (b), la pieza en bruto o preformada de acero calentada se transfiere a una herramienta de conformado en caliente durante un tiempo de transporte t2 durante el cual la temperatura de la pieza en bruto o preformada de acero calentada disminuye desde la temperatura T1 a una temperatura T2, en donde el transporte el tiempo t2 es a lo máximo 20 segundos. El tiempo t2 es el tiempo necesario para transportar la pieza en bruto calentada desde el aparato de calentamiento a la herramienta de conformado en caliente (por ejemplo, prensa) y hasta que se cierra el aparato de conformado en caliente. Durante la transferencia, la pieza en bruto o preformada puede enfriarse desde la temperatura T1 a la temperatura T2 por el acto de enfriamiento por aire natural y/o cualquier otro método de enfriamiento disponible. La pieza en bruto o preformada calentada puede transferirse desde el aparato de calentamiento a la herramienta de formación mediante un sistema robótico automatizado o cualquier otro método de transferencia. El tiempo t2 también se puede elegir en combinación con T1, t1 y T2 para controlar la evolución microestructural del acero al comienzo del conformado y temple. De manera adecuada, t2 es igual o menor que 12 segundos, preferentemente t2 es igual o menor que 10 s, con mayor preferencia t2 es igual o menor que 8 s, y con la máxima preferencia igual o menor que 6 s. En la etapa (b), la pieza en bruto o preformada se puede enfriar desde la temperatura T1 a una temperatura a una velocidad de enfriamiento V2 de al menos 10 °C/s. V2 está preferentemente en el intervalo de 10 - 15 °C/s. Cuando la pieza en blanco o preformada debe preenfriarse, la velocidad de enfriamiento debe ser mayor, por ejemplo, al menos 20 °C/s, hasta 50 °C/s o más.
En la etapa (c) una pieza en bruto o preformada calentada se forma en una pieza que tiene la geometría deseada. La pieza conformada es preferentemente una pieza estructural de un vehículo.
En la etapa (d), la pieza conformada en la herramienta de conformado en caliente se enfría a una temperatura por debajo de la temperatura Mf del acero con una velocidad de enfriamiento V3 de al menos 30 °C/s. Preferentemente, la velocidad de enfriamiento V3 en la etapa (d) está en el intervalo de 30 - 150 °C/s, con mayor preferencia en el intervalo de 30- 100 °C/s.
La presente invención proporciona un método mejorado para introducir durante la operación de conformado en caliente la fase bainítica deseada en la microestructura del acero. El presente método permite la producción de piezas de acero conformadas en caliente que presentan una excelente combinación de alta resistencia, alta ductilidad y alta capacidad de flexión.
Una o más etapas del método de acuerdo con la presente invención pueden realizarse en una atmósfera inerte controlada de hidrógeno, nitrógeno, argón o cualquier otro gas inerte para evitar la oxidación y/o descarburación de dicho acero.
La Figura 1 muestra una representación esquemática de una modalidad del método de acuerdo con la invención. La Figura 2 muestra una sección transversal a través de una torre de caída para pruebas de choque axial.
En la Figura 1, el eje horizontal representa el tiempo t, y el eje vertical representa la temperatura T. El tiempo t y la temperatura T se indican esquemáticamente en la Figura 1. No se pueden derivar valores de la Figura 1.
En la Figura 1, una pieza en bruto o preformada de acero se (re)calienta hasta la temperatura de austenización por encima de Ac1 a una velocidad de (re)calentamiento particular. Una vez que se ha superado el Ac1, la velocidad de (re)calentamiento se reduce hasta que la pieza en bruto o preformada haya alcanzado una temperatura superior a la del Ac3. Luego, la tira, lámina o pieza en bruto se mantiene a esta temperatura particular durante un período de tiempo. Subsecuentemente, la pieza en bruto calentada se transfiere desde el horno a la herramienta de conformado en caliente, durante la cual se produce el enfriamiento de la pieza en bruto por aire hasta cierto punto. A continuación, la pieza en bruto o preformada se conforma en caliente en una pieza y se enfría (o apaga) a una velocidad de enfriamiento de al menos 30 °C/s. Después de alcanzar una temperatura por debajo de la temperatura Mf del acero, se abre la herramienta de conformado en caliente y el artículo conformado se enfría a temperatura ambiente.
Las diferentes temperaturas que se usan a lo largo de la solicitud de patente se explican más abajo.
- Ac1: Temperatura a la que, durante el calentamiento, comienza a formarse la austenita.
- Ac3: Temperatura a la que, durante el calentamiento, finaliza la transformación de la ferrita en austenita.
- Ar3: La temperatura a la que comienza la transformación de austenita en ferrita durante el enfriamiento.
- Ms: Temperatura a la que, durante el enfriamiento, comienza la transformación de la austenita en martensita. - Mf: Temperatura a la que, durante el enfriamiento, finaliza la transformación de la austenita en martensita.
La invención se aclarará por medio de los siguientes Ejemplos no limitantes.
EJEMPLOS
Composición de acero A (de acuerdo con la invención)
Se prepararon piezas en bruto de acero con dimensiones de 220 mm x 110 mm x 1,5 mm a partir de una lámina de acero laminada en frío que tenía la composición que se muestra en la Tabla 1. Estas piezas en bruto de acero se sometieron a ciclos térmicos de conformado en caliente en un simulador de recocido por inmersión en caliente (HDAS) y una prensa SMG. El HDAS se usó para velocidades de enfriamiento más lentas (30-80 °C/s) mientras que la prensa SMG se usó para velocidades de enfriamiento más rápidas (200 °C/s). Las piezas en bruto de acero se recalentaron a una T1 de 900 °C (36 °C por encima de Ac3) y 940 ° C (76 ° C por encima de Ac3), respectivamente, y se remojaron durante 5 min. en atmósfera de nitrógeno para minimizar la degradación de la superficie. Luego, las piezas en bruto se sometieron a enfriamiento por transferencia para una caída de temperatura de 120 °C en 10 s, por lo que a una velocidad de enfriamiento V2 de aproximadamente 12 °C/s y luego se sometieron a enfriamiento a 160 °C a las siguientes velocidades de enfriamiento V3: 30, 40, 50, 60, 80, 200 °C/s. A partir de las muestras tratadas térmicamente, se prepararon y probaron especímenes de tracción longitudinal con una longitud de referencia de 50 mm y 12,5 mm de ancho (geometría del espécimen A50) con una velocidad de deformación cuasiestática. Las microestructuras se caracterizaron a partir de los planos RD-ND. Se prepararon especímenes de flexión (40 mm x 30 mm x 1,5 mm) desde direcciones de laminación paralelas y transversales a partir de cada una de las condiciones y se probaron hasta la rotura mediante una prueba de flexión de tres puntos como se describe en la norma VDA 238-100. Las muestras con eje de flexión paralelo a la dirección de laminación se identificaron como especímenes de flexión longitudinal (L), mientras que aquellas con eje de flexión perpendicular a la dirección de laminación se denominaron especímenes de flexión perpendicular (T). Los ángulos de flexión medidos a 1,5 mm de grosor también se convirtieron en ángulos de 1 mm de grosor (= ángulo de flexión original x raíz cuadrada del grosor original). Para cada tipo de prueba, se realizaron tres mediciones y se presentan los valores promedio de tres pruebas para cada condición.
Para condiciones seleccionadas (muestras de prensa SMG con recalentamiento a 940 °C), se llevaron a cabo pruebas de resistencia a la fractura integral J y de choque axial de torre de caída. Se prepararon especímenes de tensión compactos de acuerdo con la norma NFMT76J tanto en dirección longitudinal como transversal para pruebas de resistencia a la fractura. Para el espécimen transversal, la fisura corre a lo largo de la dirección de laminación y la carga es transversal a la dirección de laminación, mientras que para los especímenes longitudinales se aplica lo contrario. Los especímenes se probaron de acuerdo con la norma ASTM E1820-09 a temperatura ambiente. Las pre-fisuras fueron introducidas por cargas de fatiga. Las pruebas finales se realizaron con carga de tracción con placas anti-pandeo para mantener la tensión en el plano del material en lámina. Se realizaron tres pruebas para cada condición y siguiendo las pautas de la norma BS7910 se presentan los valores mínimos de tres equivalentes (valores MOTE) para diferentes parámetros de resistencia a la fractura. Más abajo se ofrece una breve descripción de la invención de los parámetros de resistencia a la fractura. El CTOD es el Desplazamiento de Abertura de la Punta de la Grieta y es una medida de cuánto se abre la grieta en caso de falla (si es frágil) o carga máxima. J es la integral J y es una medida de dureza que tiene en cuenta la energía, por lo que se calcula a partir del área bajo la curva hasta la falla o carga máxima. KJ es el factor de intensidad de estrés determinado a partir de la integral J mediante el uso de una expresión establecida, dada como KJ = [J (E/(1-v2))]05 donde E es el módulo de Young (= 207 GPa) y v es la relación de Poisson (= 0,03). Kq es el valor del factor de intensidad de la tensión medido en la carga Pq, donde Pq se determina tomando la pendiente elástica de la línea de carga, luego tomando una línea con un 5 % menos de pendiente y definir Pq como la carga donde esta línea recta se cruza con la línea de carga.
Las pruebas de choque axial de torre de caída se realizaron en condición de prensado SMG con una carga de 200 kg y una velocidad de carga de 50 km/hora para que la carga golpeara las cajas de choque con una geometría de sombrero de copa cerrada (Figura 2) con una altura de 500 mm ( transversal a la dirección de laminación). Las dimensiones de la sección transversal de la torre de caída se dan en la figura 2 en milímetros (t = 1,5 mm, Ro = 3 mm). Las placas posteriores de 100 mm de ancho se soldaron por puntos a los perfiles para preparar las cajas de choque.
Para algunas condiciones seleccionadas, también se aplicó un ciclo térmico de horneado de pintura a las muestras, y las pruebas se realizaron como se reflejará directamente en los resultados.
Composiciones de acero B y C (no de acuerdo con la invención)
Por razones de comparación, también se probó un CR590Y980T-DP conformado en frío disponible comercialmente (composición de acero B y comúnmente conocido como acero DP1000) ya que tiene un nivel de resistencia similar al de la pieza en bruto de acero de acuerdo con la invención. Además, y también por razones comparativas, se probó un producto de acero de 22MnB5 conformado en caliente estándar (composición de acero C).
En la Tabla 1, se especifican las composiciones químicas en % en peso de las composiciones de acero A-C.
En la Tabla 2, se muestran las temperaturas de transformación de la composición A del acero.
Los resultados de las diversas pruebas se presentan en las Tablas 3 a 8.
En la Tabla 3, se muestran el límite de elasticidad (YS), la resistencia a la tracción máxima (UTS), la elongación uniforme (UE) y la elongación total (TE) para la composición de acero A después de una variedad de velocidades de enfriamiento v 3. Además, la Tabla 3 muestra la microestructura en términos de martensita (M) y bainita (B). A partir de la Tabla 3 se desprende claramente que se logró una resistencia a la tracción máxima de más de 800 MPa a las diferentes velocidades de enfriamiento V3.
En la Tabla 4, se muestran los ángulos de flexión (BA) a 1,0 mm de grosor para la composición de acero A según como se obtuvo después de diferentes velocidades de enfriamiento V3. De la Tabla 4 se desprende claramente que se lograron ángulos de flexión elevados de al menos 130° para las orientaciones longitudinal (L) y transversal (T). En la Tabla 5, se han mostrado las diversas propiedades mecánicas para la composición de acero A después de que dicha composición ha sido sometida a un tratamiento de conformación en horno y horneado que simula el tratamiento de horneado de pintura usado durante la fabricación de automóviles. La composición de acero A se calentó a 900 °C, se remojó durante 5 minutos y luego se enfrió a un V3 de 200 °C/s, seguido del enfriamiento de transferencia. El tratamiento de horneado se llevó a cabo a 180 °C durante 20 minutos. De la Tabla 5, quedará claro que aproximadamente los mismos niveles mínimos de límite de elasticidad YS), resistencia a la tracción máxima (UTS), elongación máxima (UE), elongación total (TE) y ángulos de flexión (BA) también se logran después de que la composición del acero A ha sido sometida a un tratamiento de horneado. Esto significa que en la fabricación de automóviles después del horneado de pintura, las propiedades reivindicadas se garantizarán en condiciones de servicio.
En la Tabla 6, se muestran las diversas propiedades mecánicas de las composiciones de acero B (DP1000) y C (22MnB5). Estas composiciones de acero B y C se probaron en las mismas condiciones de prueba que la composición de acero A. Cuando se comparan los contenidos de las Tablas 4 y 6, se hará evidente de inmediato que la pieza de acero de acuerdo con la presente invención (composición de acero A) constituye una mejora importante en términos de capacidad de flexión en comparación con los productos de acero convencionales conformados en frío DP1000 (composición de acero B) y el producto de acero convencional conformado en caliente 22MnB5 (composición de acero C).
A partir de la Tabla 7, también está claro que los parámetros de resistencia a la fractura de la pieza de acero de acuerdo con la presente invención (composición de acero A) también son más altos que los de las piezas en bruto hechas de DP1000 (composición de acero B).
En la Tabla 8, se muestra el comportamiento de choque de las composiciones de acero A y B. De la Tabla 8 está claro que el comportamiento de choque de la composición de acero A es mejor que el de DP1000 (composición de acero B) tanto en condiciones de prensado en caliente así como también de prensado en caliente y horneado. Las condiciones de horneado son las mismas como se describió aquí arriba. Las cajas de choque de la composición de acero A no mostraron ningún indicio de agrietamiento después de las pruebas, mientras que las cajas de choque de DP1000 (composición de acero B) mostraron un agrietamiento severo en los pliegues. Además, la composición de acero A muestra una mayor capacidad de absorción de energía.
El comportamiento de choque elevado y mejorado de la composición A de acero conformado en caliente de acuerdo con la presente invención cuando se compara con los productos de acero convencionales de resistencia similar se debe al ángulo de flexión más alto y propiedades de resistencia a la fractura más altas. Al respecto, se observa que durante un choque, el componente de acero necesita doblarse, lo que está determinado por su capacidad de flexión, mientras que, por otra parte, la capacidad de absorción de energía antes de la falla está determinada por sus parámetros de resistencia a la fractura.
En vista de lo anterior, será evidente para el experto en la materia que los productos de acero de acuerdo con la presente invención constituyen una mejora considerable con respecto a los productos de acero conformados en frío y en caliente conocidos convencionalmente.
Tabla 1: química (% en peso)
Figure imgf000009_0001
Tabla 2: Temperaturas de transformación composición del acero A
Figure imgf000009_0002
Tabla 3: Propiedades mecánicas y microestructuras para la composición del acero A
Figure imgf000009_0003
Tabla 4: Ángulos de flexión para acero de composición A
Figure imgf000009_0004
Figure imgf000010_0003
Tabla 5. Propiedades mecánicas Composición del acero A después del horneado
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Tabla 6. Propiedades mecánicas Composiciones de acero B (DP1000) y C (22MnB5)
Figure imgf000010_0004
Tabla 7: Parámetros de resistencia a la fractura para las composiciones de acero A y B (DP1000)
Figure imgf000010_0005
Tabla 8: Resultados de la prueba de choque para las composiciones de acero A y B (DP1000)
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Claims (15)

REIVINDICACIONES
1. Tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir piezas conformadas en caliente que tienen la siguiente composición en % en peso:
C: 0,03-0,17,
Mn: 0,65-2,50,
Cr: 0,2-2,0,
Ti: 0,01 — 0,10,
Nb: 0,01-0,10,
B: 0,0005-0,005,
N: < 0,01,
en donde Ti/N > 3,42,
y opcionalmente uno o más de los elementos seleccionados entre:
Si: <0,1,
Mo: < 0,1,
Al: <0,1,
Cu: < 0,1,
P: :< 0,03,
S: < 0,025,
O: < 0,01,
V: < 0,15,
Ni: <0,15
Ca: < 0,15
el resto es hierro e impurezas inevitables.
2. Tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la reivindicación 1, en donde:
C: 0,05 - 0,17, preferentemente 0,07 - 0,15, y/o
Mn: 1,00 — 2,10, preferentemente 1,20 - 1,80, y/o
Cr: 0,5-1,7, preferentemente 0,8 -1,5 y/o
Ti: 0,015 - 0,07, preferentemente 0,025 - 0,05, y/o
Nb: 0,02 - 0,08, preferentemente 0,03 - 0,07, y/o
B: 0,0005 - 0,004, preferentemente 0,001 - 0,003 y/o
N: 0,001 - 0,008, preferentemente 0,002 - 0,005
Ca: < 0,01.
3. Tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, en donde la suma de la cantidad de Mn y Cr es inferior a 2,7, preferentemente entre 0,5 y 2,5 y con mayor preferencia entre 2,0 y 2,5.
4. Tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la reivindicación 1, 2 o 3, en donde Mn, Cr y B se usan en cantidades tales que (B x 1000)/(Mn Cr) está en el intervalo de 0,185 - 2,5, preferentemente en el intervalo de 0,2 - 2,0, y con mayor preferencia en el intervalo de 0,5 -1,5.
5. Tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 - 4, provista de un recubrimiento a base de zinc o un recubrimiento a base de aluminio o un recubrimiento de base orgánica.
6. Tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con la reivindicación 5, en donde el recubrimiento a base de zinc es un recubrimiento que contiene 0,2 - 5,0 % en peso de Al, 0,2 - 5,0 % en peso de Mg, opcionalmente a lo máximo 0,3 % en peso de uno o más elementos adicionales, el resto es zinc e impurezas inevitables.
7. Pieza conformada en caliente producida a partir de una tira, lámina o pieza en bruto de acero de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones anteriores, la pieza tiene una resistencia a la tracción de al menos 750 MPa, preferentemente al menos 800 MPa, con mayor preferencia al menos 900 MPa, y además tiene una resistencia a la tracción de a lo máximo 1400 MPa.
8. Pieza conformada en caliente de acuerdo con la reivindicación 7 que tiene una elongación total (TE) de al menos 5 %, preferentemente al menos 5,5 %, con mayor preferencia al menos 6 % y con la máxima preferencia al menos 7 % y/o un ángulo de flexión (BA) de 1,0 mm de grosor de al menos 100°, preferentemente al menos 115°, con mayor preferencia al menos 130 ° y con la máxima preferencia al menos 140°.
9. Pieza conformada en caliente de acuerdo con la reivindicación 7 u 8, la pieza tiene una microestructura que comprende a lo máximo un 60 % de bainita, el resto es martensita, la microestructura comprende preferentemente a lo máximo un 50 % de bainita, con mayor preferencia la microestructura comprende a lo máximo un 40 % de bainita.
10. Uso de una pieza conformada en caliente de acuerdo con la reivindicación 7, 8 o 9 como pieza estructural en la carrocería en blanco de un vehículo.
11. Un método para conformar en caliente una pieza en bruto de acero o una pieza preformada en una pieza que comprende las etapas de:
a. calentar la pieza en bruto, o una pieza preformada producida a partir de la pieza en bruto, de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 - 3, a una temperatura T1 y mantener la pieza en bruto calentada en T1 durante un período de tiempo t1, en donde T1 es más alta que la temperatura Ac3 del acero, y en donde t1 es a lo máximo 10 minutos;
b. transferir la pieza en bruto o preformada calentada a una herramienta de conformado en caliente durante un tiempo de transporte t2 durante el cual la temperatura de la pieza en bruto o preformada calentada disminuye desde la temperatura T1 a una temperatura T2, en donde el tiempo de transporte t2 es a lo máximo 20 segundos;
c. conformar en caliente la pieza en bruto o preformada calentada en una pieza; y
d. enfriar la pieza en la herramienta de conformado en caliente a una temperatura por debajo de la temperatura Mf del acero con una velocidad de enfriamiento de al menos 30 °C/s.
12. Método de acuerdo con la reivindicación 11, en donde la temperatura T1 en la etapa (a) es 50-100 °C más alta que la Ac3 y/o la temperatura T2 está por encima de Ar3.
13. Método de acuerdo con la reivindicación 11 o 12, en donde el período de tiempo t1 en la etapa (a) es al menos 1 minuto y a lo máximo 7 minutos y/o el período de tiempo t2 en la etapa (b) es a lo máximo 12 segundos, preferentemente el período de tiempo t2 está entre 2 y 10 segundos.
14. Método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 11-13, en donde la pieza se enfría en la etapa (d) con una velocidad de enfriamiento en el intervalo de 30 — 150 °C/s, preferentemente con una velocidad de enfriamiento de 30 — 100 °C/s.
15. Vehículo que comprende al menos una pieza de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 7 — 9 y/o producida de acuerdo con el método de cualquiera de las reivindicaciones 11-14.
ES18740258T 2017-07-25 2018-07-23 Tira, lámina o pieza en bruto de acero para producir una pieza conformada en caliente, pieza y método para conformar en caliente una pieza en bruto en una pieza Active ES2899238T3 (es)

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