MX2007008726A

MX2007008726A - Proceso para fabricar hojas de acero austenitico al hierro-carbon-manganeso y hojas producidas a partir del mismo.

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Publication number: MX2007008726A
Application number: MX2007008726A
Authority: MX
Inventors: Anne Dez; Colin Scott; Philippe Cugy; Maurita Roscini; Dominique Cornette
Original assignee: Arcelor France
Priority date: 2005-01-21
Filing date: 2006-01-10
Publication date: 2008-03-04
Also published as: RU2007131590A; CA2595609A1; UA84377C2; ATE425274T1; KR100938790B1; BRPI0606487A2; CA2595609C; RU2361931C2; CN101107377B; WO2006077301A1; JP2008528796A; CN101107377A; FR2881144B1; EP1844173A1; JP5111119B2; PL1844173T3; EP1844173B1; KR20070094801A; FR2881144A1; US20080035249A1

Abstract

La invencion se refiere a una hoja metalica austenitica, al hierro-carbon-manganeso, cuya composicion quimica comprende los siguientes contenidos expresados en peso: 0.45% = C = 0.75 %, 15 % = Mn = 26 %, Si = 3 %, Al = 0.050 %, S = 0.030 %, p = 0.080 %, N = 0.1 %, al menos un elemento metalico seleccionado del grupo que consiste de vanadio, titanio, niobio, cromo, molibdeno 0.050 % = V = 0.50 %, 0.040 % = Ti = 0.50 %, 0.070 % = Nb = 0.50 %, 0.070 % = Cr = 2 %, 0.14 % = Mo = 2 % y, opcionalmente, uno o mas elementos seleccionados entre 0.0005 % = B = 0.003 %, Ni = 1 %, Cu = 5 %, el resto de la composicion consiste de hierro y de impurezas inevitables que resultan del procesamiento, la cantidad de al menos un elemento metalico en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados es: 0.030 % = Vp = 0.150 %, 0.030 % = Tip = 0.130; 0.040 % = Nbp = 0.220 %, 0.070 % = Crp = 0.6 %, 0.14 % = Mop = 0.44%.

Description

PROCESO PARA FABRICAR HOJAS DE ACERO AUSTENITICO AL HIERRO- CARBON-MANGANESO Y HOJAS PRODUCIDAS A PARTIR DEL MISMO Campo de la Invención La invención se refiere a la fabricación de una hoja de acero laminado en frío y de acero laminado en caliente a partir de aceros austeníticos al hierro-carbón-manganeso que tienen propiedades mecánicas muy elevadas, especialmente una resistencia mecánica elevada combinada con una resistencia excelente a la fractura retardada. Antecedentes de la Invención Ya se sabe que ciertas aplicaciones, especialmente en el campo automotriz, requieren estructuras mecánicas que van a ser reforzadas y aligeradas adicionalmente en el caso de un impacto, y también una buena capacidad de estirado.

Esto requiere el uso de materiales estructurales que combinen una resistencia a la tracción elevada con una deformabilidad grande. Para satisfacer estos requerimientos, la patente FR 2 829 775 describe por ejemplo aleaciones austeníticas que tienen como elementos principales el hierro/carbón (hasta el 2 %) y manganeso (entre 10 y 40 %) , que pueden ser laminados en caliente/laminados en frío y tienen una resistencia que puede exceder 1200 MPa. El modo de deformación de estos aceros depende solamente de la energía por defecto de apilado para una energía por defecto de apilado suficientemente Ref .183412 elevada, un modo observado de deformación mecánica es por retorcimiento, que conduce a una capacidad elevada de endurecimiento por medios mecánicos. Actuando como un obstáculo a la propagación de las dislocaciones, los retorcimientos ayudan a incrementar el límite elástico. Sin embargo, cuando la energía por defecto de apilado excede un cierto límite, el deslizamiento por dislocación perfecta llega a ser el mecanismo de deformación dominante y la capacidad por endurecimiento por medios mecánicos fue reducida. Por lo tanto, la patente mencionada anteriormente describe grados de acero de Fe-C-Mn cuya energía por defecto de apilado es tal que una capacidad elevada de endurecimiento por medios mecánicos es observada, combinado con una resistencia mecánica muy elevada. Ahora, ya se sabe que la sensibilidad a la fractura retardada se incrementa con la resistencia mecánica, en particular después de ciertas operaciones de conformación en frío puesto que las tensiones residuales elevadas son capaces de permanecer después de la deformación. En combinación con el hidrógeno atómico posiblemente presente en el metal, estas tensiones son capaces de conducir a una fractura retardada, es decir una fractura que ocurre en un cierto tiempo después de la propia deformación. El hidrógeno puede ser acumulado progresivamente por difusión en los defectos de los latices del cristal, tales como las interfaz de inclusión/matriz, las fronteras gemelas y las fronteras granulares. Es en estos últimos defectos que el hidrógeno puede llegar a ser perjudicial cuando el mismo alcanza una concentración crítica después de un cierto tiempo. Este retardo resulta del campo de distribución de la tensión residual y de las características cinéticas de la difusión del hidrógeno, el coeficiente de difusión del hidrógeno a temperatura ambiente es bajo, más particularmente en aleaciones estructurales austeníticas en las cuales la ruta promedio por segundo de este elemento es de alrededor de 0.03 micrones. Además, el hidrógeno localizado en las fronteras granulares debilita su cohesión y favorece la aparición de rupturas intergranulares retardadas . Breve descripción de la Invención Por lo tanto existe una necesidad de tener aceros laminados en caliente o laminados en frío que exhiban simultáneamente una resistencia elevada y una ductibilidad elevada, combinado con una resistencia muy elevada a una fractura retardada. También existe una necesidad de proporcionar tales aceros de manera económica, es decir bajo condiciones de fabricación compatibles con los requerimientos de productividad de las líneas industriales existentes, y con costos aceptables de este tipo de productos. Ya se sabe en particular que es posible reducir significativamente el contenido de hidrógeno por tratamientos térmicos de desgasificación, específicos. Aparte del costo adicional de estos tratamientos, sus condiciones térmicas posiblemente conduzcan a engrosar el grano o a la precipitación de la cementita en estos aceros, frecuentemente incompatible con los requerimientos en términos de las propiedades mecánicas. Por lo tanto, el objeto de la invención es proporcionar un producto o hoja de acero laminada en caliente o laminada en frío que sea económica en su fabricación, que tenga una resistencia mayor que 900 MPa, un alargamiento en la ruptura mayor que 50 %, que sea particularmente adecuada para la conformación en frío y que tenga una resistencia muy elevada a la fractura retardada, sin alguna necesidad particular de un tratamiento térmico de desgasificación específico. Para este propósito, un aspecto de la invención es una hoja de acero austenítico al hierro-carbón-manganeso, la composición química de la cual comprende, los contenidos están expresados en peso: 0.45 % < C < 0.75 %; 15 % <_ Mn < 26 %; Si < 3 %; Al 0.050 % ; S 0.030 % ; P < 0.080 %; N < 0.1 %; al menos un elemento metálico elegido del vanadio, titanio, niobio, cromo y molibdeno, en donde 0.050 % < V 0.50 %; 0.040 % Ti < 0.50 %; 0.070 % < Nb 0.50 % ; 0.070 % < Cr < 2 %; 0.14 % Mo < 2 % y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos de 0.0005 % < B < 0.003 % ; Ni < 1 %; Cu < 5 %, el resto de la composición consiste de hierro e impurezas inevitables que resultan de fundición, las cantidades de los elementos metálicos en la forma de carburos, nitruros, o carbonitruros precipitados es: 0.030 % < Vp < 0.150 %; 0.030 % Tip < 0.130 %; 0.040 % < Nbp < 0.220 %; 0.070 % < Crp < 0.6 % ; 0.14 % < Mop < 0.44 %. Preferentemente, la composición de acero comprende: 0.50 % < C < 0.70 %. De acuerdo con una modalidad preferida, la composición de acero comprende; 17 % £ Mn 24 %. De acuerdo con una modalidad preferida, la composición de acero comprende 0.070 % < V < 0.40 %, la cantidad de vanadio en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados es de 0.070 % < Vp < 0.140 %. Preferentemente, la composición de acero comprende 0.060 % < Ti < 0.40 %, la cantidad de titanio en la forma de carburos, nitruros, o carbonitruros precipitados es de: 0.060 Ventajosamente, la composición de acero comprende 0.090 % < Nb < 0.40 %, la cantidad de niobio en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados es de: 0.090 % < NbP < 0.200 %. Preferentemente, la composición de acero comprende 0.20 % < Cr < 1.8 %, la cantidad de cromo en la forma de carburos precipitados es de 0.20 % < Crp < 0.5 %.

Preferentemente, la composición de acero comprende 0.20 % < Mop < 1.8 %, la cantidad de molibdeno en la forma de carburos precipitados es de 0.20 % Mop £ 0.35 %. De acuerdo con una modalidad preferida, el tamaño promedio de los precipitados está entre 5 y 25 nanómetros, y más preferentemente entre 7 y 20 nanómetros. Ventajosamente, al menos 75 % de la población de los precipitados radica en una posición intragranular. Otro objeto de la invención es un proceso para fabricar una hoja laminada en frío hecha de acero austenítico al hierro-carbón-manganeso, en el cual un acero, la composición química del cual comprende, los contenidos están expresados en peso: 0.45 % £ C £ 0.75 %; 15 % £ Mn £ 26 %; Si £ 3%; Al £ 0.050 % ; S £ 0.030 %; P £ 0.080 % ; N £ 0.1 %; al menos un elementos metálico elegido del vanadio, titanio, niobio, cromo, y molibdeno en donde 0.050 % £ V £ 0.50 %; 0.040 % £ Ti £ 0.50 %; 0.070 % £ Nb £ 0.50 % ; 0.070 % £ Cr £ 2 % ; 0.14 % £ Mo £ 2 %; y opcionalmente uno o más elementos elegidos de 0.0005 % £ B £ 0.003 %; Ni £ 1 %; Cu £ 5 %, el resto de la composición consiste de hierro e impurezas inevitables que resultan de la fundición, son suministrados; un producto semi-terminado es moldeado a partir de este acero; el producto semi-terminado es calentado a una temperatura de entre 1100 y 1300 °C; este producto semi-terminado es laminado en frío con una temperatura del fin del laminado de 890 °C o más elevada; la hoja obtenida es enrollada a una temperatura abajo de 580 °C; la hoja es laminada en frío; y un tratamiento térmico de recocido es llevado a cabo que comprende una fase de calentamiento a una velocidad de calentamiento Vh/ una fase de estabilización térmica a una temperatura Ts durante un tiempo de estabilización térmica tS/ seguido por una fase de enfriamiento a una velocidad de enfriamiento Vc, seguido opcionalmente por una fase de estabilización térmica a una temperatura Tu durante un tiempo de estabilización térmica tu, los parámetros Vh, Ts, ts/ Vc, Tu, tu es ajustado para obtener la cantidad de elementos metálicos precipitados mencionada anteriormente . De acuerdo con un método preferido de implementación, los parámetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu son ajustados de tal manera que el tamaño promedio de los precipitados de carburo, nitruro o carbonitruro después del recocido es de entre 5 y 25 nanómetros y preferentemente entre 7 y 20 nanómetros. Ventajosamente, los parámetros Vh, Ts/ ts, Vc/ Tu, tu son ajustados de tal manera que al menos 75 % de la población de los precipitados después del recocido radique en una posición intragranular. En un método preferido de implementación, un acero cuya composición química incluye 0.050 % < V £ 0.50 % es provisto, el producto semi-terminado es laminado en caliente con una temperatura del final del laminado de 950 °C o más elevada, la hoja es enrollada a una temperatura abajo de 500 °C, la hoja es laminada en frío con una relación de reducción mayor que 30 %, un tratamiento térmico de recocido es llevado a cabo con una velocidad de calentamiento Vh de entre 2 y 10 °C/s, a una temperatura Ts de 700 y 870 °C durante un periodo de tiempo de entre 30 y 180 s, y la hoja es enfriada a una velocidad de entre 10 y 50 °C/s. La velocidad de calentamiento Vh es preferentemente de entre 3 y 7 °C/s. De acuerdo con un método preferido de implementación, la temperatura de estabilización térmica Ts es de entre 720 y 850 °C. Ventajosamente, el producto semi-terminado es moldeado en la forma de láminas gruesas o tiras delgadas entre rodillos de acero contra-giratorios. Todavía otro objeto de la invención es el uso de una hoja de acero austenítica descrita anteriormente o fabricada por el proceso descrito anteriormente, para la manufactura de partes estructurales, partes de refuerzo o partes externas, en el campo automotriz. Descripción detallada de la Invención Las características y ventajas adicionales de la invención llegarán a ser evidentes durante el transcurso de la descripción posterior, que está dada a manera de ejemplo. Después de numerosos intentos, los inventores han demostrado que los diversos requerimientos mencionados anteriormente pueden ser satisfechos por la observación de las siguientes condiciones. Con respecto a la composición química del acero, el carbón desempeña un papel muy importante en la formación de la microestructura y las propiedades mecánicas. El mismo incrementa la energía por defecto de apilado y promueve la estabilidad de la fase austenítica. Cuando se combina con un contenido de manganeso que varía desde 15 hasta 26 % en peso, esta estabilidad es lograda por un contenido de carbón de 0.45 % o más elevado. Sin embargo, para un contenido de carbón arriba de 0.75 %, llega a ser difícil prevenir la precipitación excesiva de los carburos en ciertos ciclos de calor durante la manufactura industrial, tal precipitación degrada la ductilidad. Preferentemente, el contenido de carbón está entre 0.50 y 0.70 % en peso para obtener una resistencia suficiente combinado con una precipitación óptima del carburo o carbonitruro . El manganeso también es un elementos esencial para incrementar la resistencia, para incrementar la energía por defecto de apilado y para estabilizar la fase austenítica. Si este contenido es menor que 15 %, existe el riesgo que se formen fases martensíticas, las cuales reducen muy apreciablemente la capacidad de deformación. Además, cuando el contenido de manganeso es mayor que 26 %, la ductilidad a temperatura ambiente es degradada. Además, por razones de costo, es indeseable que el contenido de manganeso sea elevado. Preferentemente, el contenido de manganeso está entre 17 y 24 % para optimizar la energía por defecto de apilado y para prevenir la formación de martensita bajo el efecto de una deformación. Además, cuando el contenido de manganeso es mayor que 24 %, el modo de deformación por retorcimiento es menos favorecido que el modo de deformación por deslizamiento de dislocación perfecta. El aluminio es un elemento particularmente efectivo para la desoxidación del acero. De manera semejante al carbón, el mismo incrementa la energía por defecto de apilado. Sin embargo, el aluminio es una desventaja si está presente en exceso en los aceros que tienen un contenido de manganeso elevado, a causa de que el manganeso incrementa la solubilidad del nitrógeno en el hierro líquido. Si una cantidad excesivamente grande de aluminio está presente en el acero, el nitrógeno, el cual se combina con el aluminio, se precipita en la forma de nitruro de aluminio que impide la migración de las fronteras granulares durante la conversión en caliente e incrementa muy apreciablemente el riesgo de fracturas que aparecen en el moldeo continuo. Además, como será explicado más tarde, una cantidad suficiente de nitrógeno debe estar disponible para formar precipitados finos, esencialmente de carbonitruros. Un contenido de Al de 0.050 % o menor, previene la precipitación de AlN y mantiene un contenido de nitrógeno suficiente para la precipitación de los elementos mencionados posteriormente. Correspondientemente, el contenido de nitrógeno debe ser de 0.1 % o menor para prevenir esta precipitación y la formación de defectos del volumen (ampollas) , durante la solidificación. Además, cuando los elementos capaces de precipitación en la forma de nitruros, tales como vanadio, niobio y titanio, están presentes, el contenido de nitrógeno no debe exceder 0.1 % por miedo a provocar una precipitación de un material burdo, el cual es ineficaz para la captura del hidrógeno. El silicio también es un elemento efectivo para desoxidar el acero y para el endurecimiento de la fase sólida. Sin embargo, arriba de un contenido de 3 %, el mismo reduce el alargamiento y tiende a formar óxidos indeseables durante ciertos procesos de ensamble, y por lo tanto debe ser mantenido abajo de este límite. El azufre y el fósforo son impurezas que fragilizan las fronteras granulares. Sus contenidos respectivos no deben exceder 0.030 y 0.080 % para mantener una ductilidad en caliente suficiente.

Opcionalmente, el boro puede ser agregado en una cantidad de entre 0.0005 y 0.003 %. Este elemento se segrega en las fronteras granulares austeníticas e incrementa su cohesión. Abajo de 0.0005 % este efecto no es obtenido, arriba de 0.003 %, el boro se precipita en la forma de carburos de boro y el efecto es saturado. El níquel puede ser utilizado opcionalmente para incrementar la resistencia del acero por endurecimiento en solución. El níquel contribuye a lograr un alargamiento elevado en la ruptura y en particular incrementa la resistencia. Sin embargo, es deseable, nuevamente por razones de costo, limitar el contenido de níquel a un contenido máximo de 1 % o menor. De manera semejante, opcionalmente, una adición de cobre con un contenido que no exceda 5 % es un medio de endurecimiento del acero por precipitación del metal de cobre. Sin embargo, arriba de este contenido, el cobre es responsable de la aparición de defectos superficiales en la hoja laminada en caliente. Los elementos metálicos capaces de formar precipitados, tales como vanadio, titanio, niobio, cromo y molibdeno, desempeñan un papel importante dentro del contexto de la invención. Esto es a causa de que ya se sabe que la fractura retardada es provocada por una concentración local excesiva de hidrógeno, en particular en las fronteras granulares austeníticas. Los inventores han demostrado que ciertos tipos de precipitados, la naturaleza, cantidad, tamaño y distribución de los cuales, son definidos de manera precisa en la invención, reducen muy apreciablemente la sensibilidad a la fractura retardada, y hacen esto sin degradar las propiedades de ductilidad y resistencia. Los inventores demostraron primero que los carburos de vanadio, titanio o niobio, precipitados, son muy efectivos como trampas para el hidrógeno. Los carburos de cromo o molibdeno también pueden satisfacer este papel. A temperatura ambiente, el hidrógeno es atrapado por lo tanto de manera irreversiblemente en la interfaz entre estos precipitados y la matriz. Sin embargo, es necesario, para asegurar la captura del hidrógeno residual que podría ser encontrado bajo ciertas condiciones industriales, para la cantidad de elementos metálicos en la forma de precipitados, que sea igual a o que esté arriba de un contenido critico, que depende de la naturaleza de los precipitados. La cantidad de elementos metálicos en la forma de precipitados de carburos, nitruros y carbonitruros está denotada por Vp, Tip y Nbp en el caso de vanadio, titanio y niobio respectivamente y por Crp y Mop en el caso del cromo y molibdeno en la forma del carburo. A este respecto, el acero contiene uno o más elementos metálicos elegidos de: - vanadio, en una cantidad de entre 0.050 y 0.50 % en peso, y con la cantidad en la forma precipitada Vp entre 0.030 % y 0.150 % en peso. Preferentemente, el contenido de vanadio está entre 0.070 % y 0.40 %, la cantidad Vp está entre 0.070 % y 0.140 % en peso; - titanio, en una cantidad Ti de entre 0.040 y 0.50 % en peso, la cantidad Tip en la forma precipitada está entre 0.030 % y 0.130 %. Preferentemente, el contenido de titanio está entre 0.060 % y 0.40 %, la cantidad Tip está entre 0.060 % y 0.110 % en peso; - niobio, en una cantidad entre 0.070 y 0.50 % en peso, la cantidad Nbp en la forma precipitada está entre 0.040 y 0.220 %. Preferentemente, el contenido de niobio está entre 0.090 % y 0.40 %, la cantidad Nbp está entre 0.090 % y 0.200 % en peso; - cromo, en una cantidad de entre 0.070 % y 2 % en peso, la cantidad Crp en la forma precipitada está entre 0.070 % y 0.6 %. Preferentemente, el contenido de cromo está entre 0.20 % y 1.8 %, la cantidad CrP está entre 0.20 y 0.5 %; y - molibdeno, en una cantidad de 0.14 y 2 % en peso, la cantidad Mop en la forma precipitada está entre 0.14 y 0.44 %. Preferentemente, el contenido de molibdeno está entre 0.20 y 1.8 %, la cantidad de Mop está entre 0.20 y 0.35 %. El valor mínimo expresado para estos diversos elementos (por ejemplo 0.050 % en el caso del vanadio) corresponde a una cantidad de adición necesaria para formar los precipitados en los ciclos térmicos de fabricación. Un contenido mínimo preferido (por ejemplo 0.070 % en el caso de vanadio) es recomendado, para obtener una cantidad más elevada de precipitados. El valor máximo expresado para estos diversos elementos (por ejemplo 0.50 % en el caso del vanadio) corresponde a una precipitación excesiva, o a la precipitación en una forma inapropiada, que degrada las propiedades mecánicas, o a una implementación no económica de la invención. Un contenido máximo preferido (por ejemplo 0.40 % en el caso del vanadio) es recomendado, para optimizar la adición del elemento. El valor mínimo de los elementos metálicos en la forma precipitada (por ejemplo 0.030 % en el caso del vanadio) corresponde a la cantidad de los precipitados para reducir de manera muy efectiva la sensibilidad a la fractura retardada. Una cantidad mínima preferida (por ejemplo 0.070 % en el caso del vanadio) es recomendada, para obtener una resistencia particularmente elevada a la fractura retardada. El valor máximo de los elementos metálicos en la forma precipitada (por ejemplo 0.150 % en el caso del vanadio) marca el deterioro en la ductilidad o la resistencia, la fractura es iniciada sobre los precipitados.

Además, arriba de este valor máximo, ocurre una precipitación intensa, que puede prevenir la recristalización completa durante los tratamientos térmicos de recocido continuo después del laminado en frío. Un contenido máximo preferido en la forma precipitada (por ejemplo 0.140 % en el caso del vanadio) es recomendado, de modo que la ductilidad sea mantenida tanto como sea posible y de modo que la precipitación obtenida sea compatible con la recristalización bajo las condiciones de recocido o recristalización, usuales. Además, los inventores han demostrado que un tamaño del precipitado promedio excesivamente grande reduce la efectividad de la captura. La frase "tamaño del precipitado promedio" se entiende aquí que significa el tamaño que puede ser medido utilizando por ejemplo duplicados de extracción, seguido por observaciones de microscopio electrónico de transmisión: el diámetro (en el caso de los precipitados esféricos o casi esféricos) o una longitud más larga (en el caso de precipitados de forma irregular) de cada precipitado, es medida y luego un histograma de distribución de tamaños para estos precipitados es generado, a partir del cual el promedio es calculado por el conteo de un número estadísticamente representativo de partículas. Arriba de un tamaño promedio de 25 nanómetros, la eficacia de la captura de hidrógeno se reduce debido a la interferencia reducida entre los precipitados y la matriz. Para una cantidad precipitada dada, un tamaño de precipitado promedio que excede 25 nanómetros también reduce la densidad de los precipitados que están presentes, incrementando así de manera excesiva la distancia entre los sitios de captura. El área interfacial para la captura del hidrógeno también es reducida. Preferentemente, el tamaño del precipitado promedio es menor que 20 nanómetros de modo que capture la cantidad más grande posible de hidrógeno. Sin embargo, cuando el tamaño de partícula promedio es menor que 5 nanómetros, los precipitados tendrán una tendencia a formarse para que sean coherentes con la matriz, reduciendo así la capacidad de captura. La dificultad para controlar estos precipitados muy finos también es incrementada. Estas dificultades son evitadas óptimamente cuando el tamaño del precipitado promedio es mayor que 7 nanómetros. Este valor promedio puede incluir la presencia de números precipitados muy finos, que tienen un tamaño del orden de un nanómetro. Los inventores también han demostrado que los precipitados están localizados ventajosamente en posiciones intragranulares para reducir la sensibilidad a la fractura retardada. Esto es a causa de que, cuando al menos 75 % de la población de los precipitados radica en la posición intergranular, el hidrógeno posiblemente presente está distribuido más uniformemente, sin acumulación en las fronteras granulares austeníticas que son sitios potenciales de fragilización. La adición de uno de los elementos mencionados anteriormente, particularmente el cromo, permite que varios carburos sean precipitados, tales como MC, MC3, M23C6, M3C en donde M denota no solamente el elemento metálico sino también Fe o Mn, estos elementos están presentes en la matriz. La presencia de hierro y manganeso dentro de los precipitados incrementa la cantidad de precipitados a un costo menor, incrementando así la eficacia de la precipitación. Los inventores también han demostrado que las adiciones de vanadio, este elemento siendo precipitado en la forma de carburos de vanadio VC, nitruros de vanadio VN y carbonitruros relativamente complejos V(CN), son particularmente ventajosos dentro del contexto de la invención. El objeto de la invención es específicamente proporcionar aceros que tienen tanto propiedades mecánicas muy elevadas como una sensibilidad baja a la fractura retardada. Como se mencionó anteriormente dentro del contexto de la manufactura de una hoja laminada en frío y recocida, se recomienda que el acero sea recristalizado completamente después del ciclo de recocido. La precipitación excesivamente prematura, que se lleva a cabo por ejemplo en la etapa de moldeo, laminado en caliente o enrollado, tendrá un efecto retardante posible sobre la recristalización y prolonga el riesgo de endurecimiento del metal e incrementa las fuerzas de laminado en caliente y de laminado en frío. Tal precipitación también será menos efectiva, porque se llevará a cabo significativamente en las fronteras granulares austeníticas. El tamaño de estos precipitados formados a una temperatura elevada será más grande, frecuentemente mayor que 25 nanómetros. Los inventores han demostrado que las adiciones de vanadio son particularmente deseables debido a que la precipitación de este elemento difícilmente se lleva a cabo durante el laminado en caliente o el enrollado. En consecuencia, las instalaciones de aplicación de una fuerza de laminado en caliente y de laminado en frío, preexistentes, no tienen que ser modificadas y todo el vanadio está disponible para una precipitación muy fina y uniforme durante el ciclo de recocido subsiguiente después del laminado en frío. La precipitación se lleva a cabo en la forma de precipitados de VC y VN o V(CN) a nanoescala, distribuidos uniformemente, la gran mayoría de los precipitados están en las posiciones intragranulares, es decir en la forma más deseable para la captura del hidrógeno. Además, esta precipitación fina limita el crecimiento del grano, un tamaño posiblemente más fino de granos austeníticos es obtenido después del recocido. El proceso de fabricación de acuerdo con la invención es llevado a cabo como sigue: un acero es fundido que tiene la siguiente composición: 0.45 % £ C £ 0.75 %; 15 % £ Mn £ 26 %; Si £ 3 %; Al £ 0.050 %; S £ 0.030 %; P £ 0.080 %; N £ 0.1 %; uno o más elementos elegidos de 0.050 % £ V £ 0.50 %; 0.040 % £ Ti £ 0.50 % ; 0.070 % £ Nb £ 0.50 %; 0.070 % £ Cr £ 2 %; 0.14 % £ Mo £ 2 % y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos de 0.0005 % £ B £ 0.003 %; Ni £ 1 %; Cu £ 5 %, el resto consiste de hierro e impurezas inevitables que resultan de la fundición. Esta fundición puede ser seguida por el acero que es moldeado en lingotes, o moldeado de manera continua en la forma de una lámina gruesa con un espesor de alrededor de 200 nm. El moldeo también puede ser llevado a cabo ventajosamente en la forma de una lámina delgada, con un espesor de algunas décimas de milímetro, o una tira delgada con un espesor de algunos milímetros. Cuando ciertos elementos adicionales de acuerdo con la invención, tales como el titanio o el niobio, están presentes, el moldeo del acero en la forma de productos delgados conducirá más particularmente a la precipitación de nitruros o carbonitruros muy finos y estables térmicamente, la presencia de los cuales reduce la sensibilidad a la fractura retardada. Estos productos semi-terminados, moldeados, son calentados en primer lugar a una temperatura entre 1100 y 1300 CC. El propósito de esto es lograr, en cada punto, temperaturas favorables a las deformaciones elevadas que el acero parecerá durante el laminado. Sin embargo, la temperatura de precalentamiento no debe exceder 1300 °C por el riesgo de que esté demasiada cercana a la temperatura del sólido, que podría ser alcanzada en cualesquiera regiones enriquecidas localmente con el manganeso y/o el carbón y de provocar que el acero pase locamente hacia el estado líquido, que podría ser perjudicial para la conformación en caliente. Por supuesto, en el caso del moldeo directo de una lámina delgada, la etapa de laminado en caliente de estos productos semi-terminados que empieza entre 1300 y 1000 °C podría ser llevada a cabo directamente después del moldeo sin el paso a través de la etapa de recalentamiento intermedia. El producto semi-terminado es laminado en caliente, por ejemplo para obtener una tira laminada en caliente con un espesor de 2 a 5 milímetros, o aún de 1 a 5 mm en el caso de un producto semi-terminado que resulta del moldeo en la lámina delgada, o de 0.5 a 3 mm en el caso del moldeo de la tira delgada. El contenido bajo de aluminio del acero de acuerdo con la invención previene la precipitación excesiva de AlN, que podría alterar la deformabilidad en caliente durante el laminado. Para evitar cualquier problema de fractura que surja por la falta de ductilidad, la temperatura del final del laminado no debe estar abajo de 890 °C. Después del laminado, la tira tiene que ser enrollada a una temperatura tal que no exista una precipitación significativa de los carburos, esencialmente cementita intergranular (Fe,Mn)3C), que podría conducir a una reducción en ciertas propiedades mecánicas. Esto es obtenido cuando la temperatura de enrollado está abajo de 580 CC. Las condiciones de producción también serán elegidas de tal manera que el producto obtenido sea recristalizado completamente. Una operación de laminado en frío, subsiguiente, seguido por recocido, puede ser llevada a cabo entonces. Esta etapa adicional conduce a un tamaño del grano más pequeño que aquel obtenido sobre una tira laminada en caliente y por lo tanto conduce a propiedades de resistencia más elevadas. Por supuesto, la misma debe ser llevada a cabo si se desean obtener productos de espesor más pequeño, que varían por ejemplo desde 0.2 mm hasta algunos mm de espesor. Un producto laminado en caliente obtenido por el proceso descrito anteriormente es laminado en frío después de hacer padecido opcionalmente una operación de tratamiento de baño químico breve de la manera usual . Después de esta etapa de laminado, el grano es endurecido mucho por medios mecánicos y se recomienda llevar a cabo un tratamiento de recocido por recristalización. Este tratamiento tiene el efecto de restablecer la ductilidad y de obtener una precipitación de acuerdo con la invención. Este recocido, llevado a cabo preferentemente de manera continua, comprende las siguientes etapas sucesivas: - una etapa de calentamiento, caracterizada por una velocidad de calentamiento Vh; una fase de estabilización térmica a una temperatura Tg para un tiempo de estabilización térmica ts; una fase de enfriamiento a una velocidad de enfriamiento Vc; y, opcionalmente, una fase de estabilización térmica a una temperatura Tu para un tiempo de estabilización térmica tu. Antes de la fase de estabilización térmica opcional a la temperatura Tu, el producto posiblemente puede ser enfriado descendentemente hasta la temperatura ambiente. Esta fase de estabilización térmica a la temperatura Tu puede ser llevada a cabo originalmente en un dispositivo separado, por ejemplo un horno para el recocido estático de los rollos de acero. La elección precisa de los parámetros Vh, Ts, ts, Vc, TU/ tu se hace usualmente de tal manera que se obtengan las propiedades mecánicas deseadas, en particular gracias a la recristalización completa. Además, dentro del contexto de la invención, una persona experta en el arte las ajustará, en particular de acuerdo con la relación de laminado en frío, de tal manera que la cantidad de los elementos metálicos (V, Ti, Nb, Cr, Mo) presentes en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados, después del recocido, radique dentro de los contenidos mencionados anteriormente (Vp, Tip; Nbp, Crp, Mop) . Una persona experta en el arte también ajustará estos parámetros de recocido de tal manera que el tamaño promedio de estos precipitados esté entre 5 y 25 nanómetros, y preferentemente entre 7 y 20 nanómetros. Estos parámetros también pueden ser ajustados de tal manera que la mayoría de la precipitación se lleve a cabo uniformemente en la matriz, es decir que al menos 75 % de los precipitados estén en posiciones intragranulares. En particular, la invención será implementada ventajosamente por adiciones de vanadio. Para hacer esto, un acero será fundido con la siguiente composición: 0.45 % £ C £ 0.75 %; 15 % £ Mn £ 26 %; Si £ 3 %; Al £ 0.050 %; S £ 0.030 %; P £ 0.080 % ; N £ 0.1; 0.050 % £ V £ 0.50 % ; y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos de 0.0005 % £ B £ 0.003 %; Ni £ 1 %; Cu £ 5 %. Una hoja de acero de acuerdo con la invención es fabricada óptimamente por el moldeo de un producto semi-terminado, calentándolo a una temperatura entre 1100 y 1300 °C, el laminado en caliente de este producto semi-terminado con una temperatura del final del laminado de 950 °C o más elevada y luego enfriándolo a una temperatura abajo de 500 °C. La hoja es laminada en frío con una relación de reducción mayor que 30 % (la relación de reducción está definida por (espesor de la hoja antes del laminado en frío - espesor de la hoja después del laminado en frío) / (espesor de la hoja antes del laminado en frío). La relación de reducción del 30 % corresponde a una deformación mínima para obtener la recristalización. A continuación, un tratamiento térmico de recocido es llevado a cabo con una velocidad de calentamiento Vh de entre 2 y 10 °C/s (preferentemente entre 3 y 7 °C/s) , a una temperatura Ts de entre 700 y 870 °C (preferentemente entre 720 y 850 °C durante un tiempo entre 30 y 180 s, la hoja es enfriada entonces a una velocidad entre 10 y 50 °C/s. De esta manera, se obtiene un acero que tiene una resistencia mayor que 1000 MPa, con un alargamiento en la ruptura mayor que 50 %, y que ofrece una resistencia excelente a la fractura retardada a causa de la precipitación muy fina y uniforme de los carbonitruros de vanadio. En el caso de las adiciones de Cr o Mo de acuerdo con la invención, será ventajoso llevar a cabo un tratamiento a la temperatura de estabilización térmica después del recocido por recristalización, de tal manera que la precipitación de los carburos de cromo o mol ibdeno a nanoescala , no interactúe con la recristal i zación . Este tratamiento puede ser llevado a cabo sobre instalaciones de recocido cont inuo dentro de una zona de sobre -envej ecimiento inmediatamente después de la fase de enfriamiento mencionada anteriormente . Una persona experta en el arte aj ustará por lo tanto los parámetros de esta fase de estabil i zación térmica ( temperatura de estabili zación térmica Tu , tiempo de estabilización térmica tu) para precipitar los carburos de cromo y mol ibdeno de acuerdo con la invención . También es posible que esta precipitación se lleve a cabo por el recocido subsiguiente del acero en la forma de rollo . A manera de ejemplo no limitativo, los siguientes resultados mostrarán las características ventajosas producidas por la invención. Ej emplo : Los aceros que tienen la composición dada en la tabla posterior (las composiciones expresadas en porcentajes en peso) fueron fundidos. Aparte de los aceros II e 12 de acuerdo con la invención, la tabla proporciona para comparación la composición de los aceros de referencia. El acero Rl tiene un contenido de vanadio muy bajo. Una hoja de acero laminada en frío de acero R2, bajo las condiciones explicadas posteriormente, tiene una cantidad demasiado elevada del precipitado (véase la tabla 2) . El acero R3 tiene un contenido de vanadio excesivo.

Tabla 1: Composición de los aceros (11-2 de acuerdo con la invercisn y RI-3 para referencia) 10 Los productos semi-terminados de estos aceros fueron recalentados a 1180 °C, laminados en caliente con una temperatura de 950 °C para llevarlos hasta un espesor de 3 mm, y luego enrollados a una temperatura de 500 °C. Las hojas de acero así obtenidas son laminadas en frío entonces con una relación de reducción de 50 % descendiendo hasta un espesor de 1.5 mm y luego recocidas bajo las condiciones dadas en la Tabla 2. La cantidad de elementos metálicos precipitados en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros fue determinada en estas diversas hojas por extracción química y dosificación selectiva. Tomando en cuenta las composiciones y las condiciones de fabricación, estos precipitados opcionales estuvieron basados aquí en el vanadio, predominantemente carbonitruros de vanadio. La cantidad de vanadio Vp en la forma precipitada está indicada en la Tabla 2, junto con el tamaño del precipitado promedio medido con base en los duplicados de extracción observados utilizando microscopía electrónica de transmisión. Tabla 2 : Condiciones para el recocido después del laminado en caliente; estado de precipitación después del recocido.

Tabla 2 (Cont.) (*) fuera de la invención La Tabla 3 muestra las propiedades mecánicas en la tensión: especialmente la resistencia y el alargamiento en la ruptura, obtenidos bajo estas condiciones. Además, las preformas circulares de 55 mm de diámetro fueron cortadas de las hojas laminadas en frío y recocidas. Estas preformas fueron estiradas entonces, por enlazado interno para formar tazas de fondo redondo (pruebas de estrechamiento de Swift) utilizando un punzón de 33 mm de diámetro. De esta manera, el factor ß que caracteriza la severidad de la prueba (es decir la relación del diámetro de la preforma inicial con respecto al diámetro del punzón) fue de 1.66. A continuación, la posible presencia de microfracturas fue verificada, ya sea inmediatamente después de la formación o después de esperar 3 meses, caracterizando así cualquier sensibilidad a la fractura retardada. Los resultados de estas observaciones también fueron proporcionadas en la Tabla 3.

Tabla 3 : Propiedades mecánicas en la tensión obtenidas sobre hojas laminadas en frío y recocidas, y las características de capacidad de estiramiento y de sensibilidad a la fractura retardada n.d. no determinada En el caso de la referencia R3 , el contenido de vanadio total (0.865 %) es excesivo y fue imposible obtener la recristalización aún después del recocido a 850 CC. Las propiedades en el alargamiento por lo tanto fueron ampliamente insuficientes. En el caso del acero R2 aún cuando el tamaño del precipitado fue adecuado ocurrió la precipitación del vanadio en una cantidad excesiva (0.219 % de vanadio precipitado) , conduciendo al deterioro en el alargamiento en la ruptura y a características insuficientes.

En el caso del acero Rl , la precipitación deseada estuvo ausente y la sensibilidad a la fractura retardada fue observada. Los aceros II e 12 de acuerdo con la invención incluyeron precipitados del tipo y tamaño adecuados. Más de 75 % de ellos estuvieron localizados en las posiciones intragranulares. Estos aceros combinan tanto propiedades mecánicas excelentes (una resistencia mayor que 1000 MPa, un alargamiento más grande que 55 % y una resistencia elevada a la fractura retardada) . Esta última propiedad fue obtenida aún sin un tratamiento térmico de desgasificación específico. Las hojas laminadas en caliente o laminadas en frío de acuerdo con la invención son utilizadas ventajosamente en la industria automotriz en la forma de partes estructurales, elementos de refuerzo o partes externas las cuales, a causa de su resistencia muy elevada y su gran ductilidad, ayudan de manera muy efectiva a reducir el peso de los vehículos mientras que se incrementa la seguridad en el caso de un impacto. Se hace constar que con relación a esta fecha el mejor método conocido por la solicitante para llevar a la práctica la citada invención, es el que resulta claro de la presente descripción de la invención.

Claims

Reivindicaciones Habiéndose descrito la invención como antecede se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes reivindicaciones . 1. Una hoja de acero austenítico al hierro-carbón-manganeso, caracterizada porque su composición química comprende, los contenidos están expresados en peso; 0 . 45 % £ C £ ? . 75 % 15 % £ Mn £ 26 % Si £ 3 % Al £ 0.050 % S £ 0.030 % P £ 0.080 % N £ 0.1 %, al menos un elemento metálico elegido de vanadio, titanio, niobio, cromo y molibdeno, en donde 0.050 % £ V £ 0.50 % 0.040 % £ Ti £ 0.50 % 0.070 % £ Nb £ 0.50 % 0.070 % £ Cr £ 2 % 0.14 % £ Mo £ 2 % y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos de 0.0005 % £ B £ 0.003 % Ni £ 1 % Cu < 5 %, el resto de la composición consiste de hierro e impurezas inevitables que resultan de la fundición, las cantidades de al menos un elemento metálico en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados, es: 0.030 % £ Vp £ 0.150 % 0.030 % £ Tip £ 0.130 % 0.040 % £ Nbp £ 0.220 % 0.070 % £ Crp £ 0.6 % 0.14 % £ Mop £ 0.44 %. 2. La hoja de acero de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque la composición de acero comprende, el contenido estando expresado en peso: 0.50 % £ C £ 0.70 %. 3. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 y 2, caracterizada porque la composición de acero comprende, el contenido estando expresado en peso: 17 % £ Mn £ 24 %. 4. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada porque la composición de acero comprende 0.070 % V £ 0.40 %, la cantidad de vanadio en la forma de carburos, nitruros, o carbonitruros precipitados es: 0.070 % £ Vp £ 0.140 %. 5. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizada porque la composición de acero comprende 0.060 % £ Ti £ 0.40 %, la cantidad de titanio en la forma de carburos, nitruros o carbonitruros precipitados, es: 6. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición de acero comprende 0.090 % £ Nb £ 0.40 %, la cantidad de niobio en la forma de carburos, nitruros, o carbonitruros precipitados es: 0.090 % £ Nbp £ 0.200 %. 7. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizada porque la composición de acero comprende 0.20 % £ Cr < 1.8 %, la cantidad de cromo en la forma de los carburos precipitados es : 0.20 % £ Crp £ 0.5 %. 8. La hoja de acero de conformidad con una de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizada porque la composición del acero comprende 0.20 % £ Mo £ 1.8 %, la cantidad de molibdeno en la forma de carburos precipitados es: 0.20 % £ Mop £ 0.35 %. 9. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizada porque el tamaño promedio de los precipitados está entre 5 y 25 nanómetros. 10. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizada porque el tamaño promedio de los precipitados está entre 7 y 20 nanómetros. 11. La hoja de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 10, caracterizada porque al menos 75 % de la población de los precipitados radica en una posición intragranular. 12. Un proceso para la fabricación de una hoja laminada en frío hecha de acero austenítico al hierro-carbón-manganeso, en la cual un acero, la composición química del cual comprende, los contenidos estando expresados en peso: 0.45 % £ C £ 0.75 % 15 % £ Mn £ 26 % Si £ 3% Al < 0.050 % S £ 0.030 % P £ 0.080 % N £ 0.1 %, al menos un elemento metálico elegido de vanadio, titanio, niobio, cromo y molibdeno, en donde 0.050 % £ V £ 0.50 % 0.040 % < Ti < 0.50 % 0.070 % £ Nb £ 0.50 % 0.070 % £ Cr £ 2 % 0.14 % £ Mo £ 2 % y, opcionalmente, uno o más elementos elegidos de 0.0005 % £ B £ 0.003 % Ni £ 1 % Cu £ 5 %, el resto de la composición consiste de hierro e impurezas inevitables que resultan de la fundición, es suministrada; caracterizado porque comprende: - un producto semi-terminado es moldeado a partir de este acero; el producto semi-terminado es calentado a una temperatura de entre 1100 y 1300 °C; - el producto semi-terminado es laminado en caliente con la temperatura del final del laminado de 890 °C o más elevada; - la hoja es enrollada a una temperatura abajo de 580 °C, - la hoja es laminada en frío; y - la hoja es sometida a un tratamiento térmico de recocido, el tratamiento térmico comprende una fase de calentamiento a una velocidad de calentamiento Vh, una fase de estabilización térmica a una temperatura Ts durante un tiempo de estabilización térmica ts/ seguido por una fase de enfriamiento a una velocidad de enfriamiento Vc, seguido opcionalmente por una fase de estabilización térmica a una temperatura Tu durante un tiempo de estabilización térmica tu, los parámetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu/ tu son ajustados para obtener la cantidad de al menos un elemento metálico precipitado de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8. 13. El proceso de conformidad con la reivindicación 12, caracterizado porque los parámetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu son ajustados de tal manera que el tamaño promedio de los precipitados de carburo, nitruro, o carbonitruro después del recocido está entre 5 y 25 nanómetros. 14. El proceso de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 12 y 13, caracterizado porque los parámetros Vh, Ts, ts, Vc, Tu, tu son ajustados de tal manera que el tamaño promedio de los precipitados después del recocido está entre 7 y 20 nanómetros. 15. El proceso de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 12 y 14, caracterizado porque los parámetros Vh , Ts, ts, Vc , Tu, tu son ajustados de tal manera que al menos 75 % de la población de los precipitados después del recocido radica en una posición intergranular. 16. El proceso de fabricación de una hoja de acero al hierro- carbón-manganeso , laminada en frío, de conformidad con la reivindicación 12, caracterizado porque un acero cuya composición química incluye 0.050 % £ V £ 0.50 % es provisto, porque el producto semi-terminado es laminado en caliente con una temperatura del final del laminado de 950 °C o más elevada, porque la hoja es enrollada a una temperatura abajo de 500 °C, porque la hoja es laminada en frío con una relación de reducción mayor que 30 %, porque un tratamiento térmico de recocido es llevado a cabo con una velocidad de calentamiento Vh de entre 2 y 10 °C/s, a una temperatura Ts de entre 700 y 870 °C durante un período de tiempo de entre 30 y 180 s, y porque la hoja es enfriada a una velocidad de entre 10 y 50 °C/s. 17. El proceso para la fabricación de una hoja laminada en frío de conformidad con la reivindicación 16, caracterizado porque la velocidad de calentamiento Vh está entre 3 y 7 °C/s. 18. El proceso para la fabricación de una hoja laminada en frío de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 16 y 17, caracterizado porque la temperatura de estabilización térmica Ts está entre 720 y 850 °C . 19. El proceso de fabricación de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 12 a 18, caracterizado porque el producto semi-terminado es moldeado en la forma de láminas gruesas o tiras delgadas entre rodillos de acero contra-giratorios. 20. El uso de una hoja de acero austenítico de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11, o fabricada para un proceso de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 12 a 19, para la manufactura de partes estructurales, partes de refuerzo o partes externas, en el campo automotriz.