MX2009002411A - Chapa de acero para producir estructuras ligeras y metodo para producirla. - Google Patents

Abstract

La invención se relaciona con una chapa de acero que tiene una composición que comprende 0.010% en peso = C = 0.20% en peso, 0.06% en peso = Mn = 3% en peso, Si = 1.5% en peso, 0.005% en peso = Al = 1.5% en peso, S = 0.030% en peso, P = 0.04% en peso, 2.5% en peso = Ti = 7.2% en peso, (0.45xTi) - 0.35% en peso = B = (0.45xTi) + 0.70% y opcionalmente uno o más de los siguientes elementos Ni = 1% en peso, Mo = 1% en peso, Cr = 3% en peso, Nb = 0.1% en peso, V = 1% en peso, el resto de la composición consiste de hierro y purezas inevitables que resultan de la producción.

Description

CHAPA DE ACERO PARA PRODUCIR ESTRUCTURAS LIGERAS Y METODO PARA PRODUCIRLA Descripción de la invención La invención se relaciona con la fabricación de chapas o partes estructurales hechas de acero que combina tanto un alto módulo elástico E, una baja densidad d y una alta resistencia a la tracción. Se sabe que el desempeño mecánico de los elementos estructurales varía como Ex/d, el coeficiente x depende de la forma de la carga externa (por ejemplo en la tracción o en el doblez) o de la geometría de los elementos (placas, barras) . Esto ilustra el beneficio de tener materiales que exhiben tanto un alto módulo elástico como una baja densidad. Este requisito aplica más en particular en la industria automotriz donde son constantes las preocupaciones de ligereza y seguridad en el vehículo. De esta forma el objetivo es incrementar el módulo de elasticidad y reducir el peso de las partes de acero al incorporar partículas cerámicas de diferentes tipos, tal como los carburos, nitruros, óxidos o boruros . La razón de esto es que este tipo de materiales tienen un módulo elástico marcadamente mayor, con intervalos desde aproximadamente 250 a 550 GPa, que con los aceros base, que es alrededor de 210 GPa, en donde se incorporan. De esta forma el temple se logra por el cambio de REF. : 200566 la carga entre la matriz y las partículas cerámicas bajo la influencia de una carga. Este temple se incrementa más debido al refinamiento del tamaño del grano de la matriz por las partículas cerámicas. Para fabricar estos materiales que comprenden partículas cerámicas distribuidas uniformemente en una matriz de acero, se conocen procesos que se basan en la metalurgia en polvo: primero se producen polvos cerámicos con geometría controlada, estos se mezclan con polvos de acero, por medio de esta correspondencia, para el acero, con una adición extrínseca de las partículas cerámicas. La mezcla de polvo se compacta en un molde y después se calienta a una temperatura tal que esta mezcla experimenta sinterización . En una variación del proceso, los polvos metálicos se mezclan a fin de formar las partículas cerámicas durante la fase de sinterización. Independientemente de las propiedades mecánicas mejoradas sobre los aceros no contienen una dispersión de partículas cerámicas, este tipo de proceso padece diferentes limitaciones: - requiere el cuidado de las condiciones de fusión y procesamiento para no provocar una reacción con la atmósfera, tomando en cuenta el gran área superficial específica de los polvos metálicos; - aun después de las operaciones de compactación y sinterización, posiblemente pueden permanecer poros residuales que actúan probablemente como sitios de iniciación durante la aplicación de una carga de forma cíclica; - la composición química de las interfaces de la matriz/partícula, y por lo tanto su cohesión, es difícil de controlar dada la contaminación superficial de los polvos antes de la sinterización (presencia de óxidos y carbón) ; - cuando las partículas se agregan en gran cantidad, o cuando están presentes ciertas partículas grandes, las propiedades de alargamiento disminuyen; - este tipo de proceso es adecuado para la producción de bajo volumen pero no puede cumplir con los requerimientos de la producción en masa en la industria automotriz; y - los costos de producción asociados con este tipo de proceso de producción son altos . En el caso de las aleaciones ligeras, los procesos de producción también se conocen en base a la adición extrínseca de los polvos cerámicos en el metal líquido. De nuevo, estos procesos padecen de la mayoría de las desventajas mencionadas anteriormente. Más en particular, puede mencionarse la dificultad de la dispersión homogénea de las partículas, estas partículas tienen una tendencia a aglomerarse o asentarse o flotar en el metal líquido. Entre los cerámicos conocidos que podrían utilizarse para incrementar las propiedades del acero está en particular el diboruro de titanio TiB2, que tiene las siguientes características intrínsecas: Módulo elástico: 565 GPa; Densidad relativa: 4.52. Sin embargo, debido a que los procesos de producción se basan en las adiciones extrínsecas de las partículas de TiB2, padecen de las desventajas mencionadas anteriormente. El objetivo de la invención también resuelve los anteriores problemas, en particular la disponibilidad de los aceros producidos en masa económicamente con un módulo elástico incrementado por la presencia de partículas de TiB2. El objetivo de la invención es en particular el proporcionar un proceso de producción por fundición continuo que no presente dificultades particulares cuando se funden los aceros . Otro objetivo de la invención es el proporcionar aceros que tienen la cantidad más alta posible de partículas de TiB2 dispersas uniformemente en la matriz. Otro objetivo de la invención es el proporcionar aceros con alta resistencia a la tracción, el estiramiento uniforme de estos es igual o mayor de 8%, que pueden sujetarse fácilmente a diferentes procesos de soldadura, especialmente soldadura resistente. Para este propósito, un objetivo de la invención es una chapa de acero, la composición química de esta comprende, el contenido se expresa en peso: 0.010% < C < 0.20%; 0.06% < n < 3%; Si < 1.5%; 0.005% < Al < 1.5%; S < 0.030%; P < 0.040%; titanio y boro en cantidades tal que: 2.5% = Ti = 7.2%; (0.45xTi) - 0.35% < B < (0.45xTi) + 0.70%; opcionalmente uno o más elementos elegidos de: Ni < 1%; Mo = 1%; Cr = 3%; Nb = 0.1%; V = 1%, el resto de la composición consiste de hierro y purezas inevitables que resultan de la fusión. Preferentemente, el contenido de titanio y boro, expresado en % peso, es tal que - 0.22 = B - (0.45xTi) = 0.35%. Preferentemente, el contenido de titanio y boro, expresado en % peso, es tal que - 0.35 = B - (0.45xTi) = 0.22% . Preferentemente, el contenido de titanio es tal que 4.6% < Ti < 6.9%. De acuerdo con una modalidad particular, el contenido de titanio es tal que: 4.6% < Ti < 6%. Preferentemente, el contenido de carbono es tal que C = 0.080%. De conformidad con una modalidad preferida, el contenido de carbono es tal que C = 0.050%. Preferentemente, el contenido de cromo es tal que Cr = 0.08% . El objetivo de la invención también es una chapa de acero con la composición anterior, que comprende precipitados eutécticos de TiB2 y opcionalmente los de FeB2, el tamaño promedio de esta es igual o menor de 15 micrometros y preferentemente igual o menor de 10 micrometros. Preferentemente, más de 80% en número de precipitados TiB2 son de carácter de cristal sencillo. Otro objetivo de la invención es una chapa de acero de acuerdo con las características anteriores, el tamaño de grano promedio del acero es igual o menor de 15 micrometros, preferentemente igual o menor de 5 micrometros y más preferentemente menor de 3.5 micrometros. Otro objetivo de la invención es una chapa de acero que se reclama en una de las características anteriores, el módulo elástico de esta, se mide en la dirección de rolado, es igual o mayor a 230 GPa, preferentemente igual o mayor a 240 GPa o preferentemente igual o mayor de 250 GPa. De acuerdo con una modalidad particular, la resistencia a la tracción de la chapa de acero es igual o mayor de 500 MPa y su alargamiento uniforme es igual o mayor al 8%. Otro objetivo de la invención es un objeto elaborado con una pluralidad de partes de acero, con una composición idéntica o diferente o espesor diferente, al menos una de las partes de acero que es una chapa de acero de acuerdo con cualquiera de las características anteriores, que se suelda al menos a una de las partes de este objeto, la composición o composiciones de otras partes de acero comprenden, en peso: 0.001%-0.25% C; 0.05%-2% Mn; Si < 0.4%; Al < 0.1; Ti < 0.1%; Nb < 0.1%; V < 0.1%, Cr < 3%; Mo < 1%; Ni < 1%; B < 0.003%, el complemento de la composición consiste de hierro e impurezas relativas de la fusión. Otro objetivo de la invención es un proceso en donde se provee un acero con cualquiera de las composiciones anteriores y el acero se funde en forma de un producto semi-terminado, la temperatura de fusión no excede más de 40°C por arriba de la temperatura de líquido del acero. De acuerdo con una modalidad particular, el producto semi - terminado se funde en forma de una plancha delgada o tira delgada entre los rodillos de contra- rotación . La velocidad de enfriamiento durante la solidificación del fundido es preferentemente igual o mayor a 0.1°C/s. De acuerdo con una modalidad particular, el producto semi- terminado se recalienta antes que se role en caliente, la temperatura y la duración del recalentamiento ambos se eligen tal que la densidad del TiB2 y opcionalmente los precipitados eutécticos Fe2B, con un tamaño máximo Lmax mayor de 15 micrones y una relación de aspecto f > 5, sean menores de 400/mm2. De acuerdo con una modalidad particular, una operación de rolado en caliente se realiza en el producto semi-terminado, opcionalmente una operación de rolado en frío y una operación de recocido que se ajusta de tal forma que se obtiene una chapa de acero con un tamaño de grano es igual o menor de 15 micrómetros, preferentemente igual o menor de 5 micrómetros y más preferentemente menor de 3.5 micrómetros. Preferentemente, el rolado se realiza con una temperatura de rolado final por debajo de los 820°C. De acuerdo con una modalidad particular, se forma al menos una pieza bruta prensada se corta de la chapa de acero de acuerdo con una de las modalidades anteriores, o se produce de acuerdo con una de las modalidades anteriores, la pieza bruta prensada se deforma dentro del intervalo de temperatura desde 20°C a 900°C. Otro objetivo de la invención es un proceso de producción en donde se suelda al menos una chapa de acero de acuerdo con una de las modalidades anteriores, o una chapa de acero producida de acuerdo con una de las modalidades anteriores . Otro objetivo de la invención es el uso de una chapa de acero o de un objeto de acuerdo con una de las modalidades anteriores, o una chapa de acero producida de acuerdo con una de las modalidades anteriores, para la producción de las partes estructurales o elementos de reforzamiento en el campo automotriz . Otras características y ventajas de la invención se volverán aparentes con el transcurso de la siguiente descripción, dada por medio del ejemplo no limitante y con referencia a las figuras anexas en donde: - Figuras 1 y 2 ilustran respectivamente la microestructura de dos aceros de acuerdo con la invención que comprende una precipitación eutéctica Fe- TiB2, en el estado de fundición; - Figura 3 ilustra la microestructura de un acero de acuerdo con la invención en el estado rolado en frío y recocido ; - Figuras 4 y 5 ilustran la microestructura de dos aceros de acuerdo con la invención, que comprende precipitaciones eutécticas de Fe-TiB2 y Fe-Fe2B, en el estado de fundición y el estado rolado en caliente respectivamente; y - Figuras 6 y 7 ilustran la microestructura del acero de acuerdo con la invención, enfriado con dos velocidades de enfriamiento durante la solidificación, en el estado de fundición. Con relación a la composición química del acero, el contenido de carbono se adapta para el propósito de logros económicos a un nivel dado de límite de elasticidad o resistencia a la tracción. El contenido de carbono también posibilita que se controle la naturaleza de la microestructura de la matriz de los aceros de acuerdo con la invención, esta microestructura puede ser parcial o completamente ferrítica, bainítica, austenítica o martensítica, o puede comprender una mezcla de estos constituyentes en porciones adecuadas para cumplir las propiedades mecánicas requeridas. Un contenido de carbono igual o mayor de 0.010% permite que se obtengan diferentes constituyentes . El contenido de carbono se limita debido a la soldabilidad : resistencia al agrietamiento en frío y la tenacidad en el HAZ (Zona Afectada por Calor) disminuye cuando el contenido de carbono es mayor de 0.20%. Cuando el contenido de carbono es igual o menor de 0.050% en peso, se mejora en particular la resistencia a la soldabilidad. Debido al contenido de titanio de acero, el contenido de carbono se limita preferentemente a fin de evitar la precipitación primaria del Tic y/o Ti(C,N) en el metal líquido. Estos precipitados, que se forman en el líquido, deterioran la colabilidad en el proceso de fundición continua del acero líquido. Sin embargo, cuando ocurre esta precipitación en el intervalo de solidificación o en fase sólida, tiene un efecto favorable en el temple estructural. El contenido máximo de carbono por lo tanto se limita preferentemente a 0.080% para producir los precipitados de Tic y/o Ti(C,N) predominantemente durante la solidificación eutéctica o en la fase sólida. En una cantidad igual o mayor de 0.06% el manganeso incrementa la templabilidad y contribuye al temple en solución sólida y por lo tanto incrementa la resistencia a la tracción. Este se combina con cualquier azufre presente, reduciendo de esta forma el riesgo del agrietamiento en caliente. Sin embargo, arriba de un contenido de manganeso del 3% en peso, existe un mayor riesgo de formar un deterioro estructural bandeado que surge con cualquier segregación del manganeso durante la solidificación. El silicio contribuye efectivamente a incrementar la resistencia a la tensión gracias al temple en solución sólida. Sin embargo, la adición excesiva del silicio origina la formación de la adherencia de óxido que son difíciles de eliminar durante una operación de decapado, y la posible apariencia de los defectos superficiales debido en particular a la ausencia de la aptitud de humectación en operación de galvanizado por inmersión en caliente. Para mantener -buenas propiedades de recubrimiento, el contenido de silicio no debe exceder el 1.5% en peso. En una cantidad igual o mayor de 0.005% el aluminio es un elemento muy efectivo para la desoxidación del acero. Sin embargo, por arriba de un contenido de 1.5% en peso, tiene lugar la precipitación primaria excesiva de alúmina, originando problemas de colabilidad. En una cantidad mayor de 0.030%, el azufre tiene a precipitar en cantidades excesivas en forma de sulfuro de manganeso el cual reduce en gran medida la capacidad de experimentar la conformación en caliente o en frío. El fósforo es un elemento conocido para segregar en las fronteras del grano. Su contenido no debe exceder los 0.040% para mantener suficiente ductilidad en caliente, por medio de esto se evita el agrietamiento, y se previene el agrietamiento en caliente durante la soldadura. Opcionalmente , pueden agregarse níquel o molibdeno, estos elementos incrementan la resistencia a la tracción del acero. Por razones económicas, estas adiciones se limitan al 1% en peso. Opcionalmente, puede agregarse cromo para incrementar la resistencia a la tensión. También permite que precipiten mayores cantidades de boruros . Sin embargo, su contenido se limita a 3% en peso a fin de producir un acero no tan caro. Se elegirá un contenido de cromo igual o menor de 0.080% preferentemente. Esto porque una adición excesiva de cromo origina que precipiten más boruros, pero estos después son boruros (Fe, Cr) . También opcionalmente, puede agregarse niobio y vanadio en una cantidad igual o menor de 0.1% para obtener complementariamente el templado en forma de carbonitruros precipitados . El titanio y el boro juegan un papel importante en la invención .

En una primera modalidad, el contenido de peso expresado en porciento de titanio o boro del acero es tal que: 2.5% < Ti < 7.2%; y (0.45xti) - 0.35% < B < (0.45xTi) + 0.70%. La segunda relación puede expresarse equivalentemente como : - 0.35 < B - (0.45xTi) < 0.70. Las razones para estas limitaciones son las siguientes : - cuando el contenido en peso de titanio es menor de 2.5% de precipitación de TiB2 no se presenta en una cantidad suficiente. Esto es porque la fracción volumen del TiB2 precipitado es menos de 5%, por medio de esto se imposibilita un cambio significativo en el módulo elástico, que permanece menor de 220 GPa; - cuando el contenido en peso de titanio es mayor de 7.2%, la precipitación de TiB2 primaria de recubrimiento se presenta en el metal líquido y origina problemas de colabilidad en los productos semiterminados ; si el contenido en peso de titanio y boro es tal que: B - (0.45xTi) > 0.70, existe excesiva precipitación de Fe2B, que degrada la ductilidad; y - si el contenido en peso de titanio y boro es tal que: B - (0.45xTi) < - 0.35, la cantidad de titanio disuelto a temperatura ambiente en la matriz es mayor de 0.8%. Entonces no se obtiene un efecto técnico benéfico significativo, a pesar del mayor costo de agregar titanio. De acuerdo con una segunda modalidad de la invención, el contenido de titanio y boro es tal que - 0.22 = B - (0.45xTi) < 0.35: - cuando B-(0.45xTi) = 0.35, se reduce en gran medida la precipitación de Fe2B, por medio de esto se incrementa la ductilidad; y - cuando B-(0.45xTi) = -0.22, la cantidad de titanio disuelto en la matriz es muy baja, lo que significa que las adiciones de titanio son particularmente efectivas desde un punto de vista económico. De acuerdo con una modalidad particular de la invención, el contenido de titanio y boro es tal que: -0.35 < B - (0.45XTÍ) < -0.22: - cuando la cantidad B - (0.45xTi) es igual o mayor que -0.35 y menor -0.22, la cantidad de titanio disuelto a temperatura ambiente en la matriz está entre 0.5% y 0.8% respectivamente. Esta cantidad prueba que es particularmente adecuada para obtener la precipitación compuesta únicamente por TiB2. De acuerdo con una modalidad particular de la invención, el contenido de titanio es tal que: 4.6% = Ti = 6.9%. Las razones para estas limitaciones son las siguientes: - cuando el contenido en peso de titanio es igual o mayor de 4.6%, tiene lugar la precipitación de TiB2 de tal forma que la fracción en volumen precipitada es igual o mayor de 10%. El módulo elástico entonces es igual o mayor que aproximadamente 240 GPa; y cuando el contenido en peso de titanio es igual o menor de 6.9%, la cantidad de TiB2 precipitado principalmente es menos del 3% en volumen. El total de la precipitación de TiB2, que consiste de precipitados posiblemente primarios y precipitados eutécticos, es menor de 15% en volumen. De acuerdo con otra modalidad preferida de la invención, el contenido de titanio es tal que: 4.6% = Ti = 6%. Cuando el contenido en peso de titanio es igual o menor de 6%, la colabilidad después es particularmente satisfactoria debido a la ligera precipitación primaria de TiB2 en el metal liquido. De acuerdo con la invención, la precipitación eutéctica de Fe-TiB2 se presenta con la solidificación. La naturaleza eutéctica de la precipitación proporciona a la microestructura formada una fineza particular y una homogeneidad ventajosa para las propiedades mecánicas. Cuando la cantidad de precipitado eutéctico de TiB2 es mayor de 5% en volumen, el módulo elástico del acero medido en la dirección del rolado puede exceder aproximadamente 220 GPa. Por arriba del 10% en volumen de los precipitados de TiB2, el módulo puede exceder aproximadamente 240 GPa, por medio de esto posibilita que se diseñen estructuras apreciablemente ligeras. Esta cantidad puede incrementarse en 15% en volumen a fin de exceder aproximadamente 250 GPa, en particular en el caso de los aceros que comprenden elementos de aleación tal como el cromo o molibdeno. Esto es porque cuando estos elementos estén presentes, se incrementa la cantidad máxima de TiB2 que puede obtenerse en el caso de la precipitación eutéctica . El contenido de boro y titanio de acuerdo con la presente invención previene la precipitación primaria gruesa de TiB2 en el metal líquido. La formación de estos precipitados primarios de tamaño ocasionalmente grande (mide cientos de veces de micrómetros) debe evitarse debido a su papel deletéreo con respecto al daño o mecanismos de fractura durante la carga mecánica posterior. Sin embargo, estos precipitados presentes en el metal líquido, cuando no se asientan, se distribuyen localmente y reducen la uniformidad de las propiedades mecánicas . Esta precipitación prematura debe evitarse ya que puede provocar el bloqueo de la boquilla cuando se cuando se funde continuamente el acero como resultado de la aglomeración del precipitado. Como se explicó anteriormente, el titanio debe estar presente en una cantidad suficiente para originar la formación endógena de TiB2 en forma de precipitación eutéctica Fe-TiB2. De acuerdo con la invención, el titanio también puede estar presente al estar disuelto a temperatura ambiente en la matriz en una proporción superestequiométrica con relación al boro, calculado con base al TiB2. Cuando el contenido de titanio en la solución sólida es menor de 0.5%, la precipitación tiene lugar en forma de dos eutécticos sucesivos: primero Fe-TiB2 y después el Fe-Fe2B, esta segunda precipitación endógena de Fe2B tiene lugar en mayor o menor cantidad dependiendo del contenido de boro de la aleación. La cantidad precipitada en forma de Fe2B puede tener intervalo de 8% en volumen. Esta segunda precipitación también se realiza de acuerdo con un esquema eutéctico, haciendo posible el obtener una distribución uniforme fina, asegurando con esto una buena uniformidad de las propiedades mecánicas . La precipitación del Fe2B complementa a la de TiB2, la cantidad máxima de esta se relaciona con el eutéctico. El Fe2B juega un papel similar al de TiB2. Esto incrementa el módulo elástico y reduce la densidad. De esta forma es posible ajustar finamente las propiedades mecánicas al cambiar el complemento de la precipitación de Fe2B con relación a TiB2. Este es un medio que puede utilizarse en particular para obtener un módulo elástico mayor de 250 GPa en el acero y un incremento en la resistencia a la tracción del producto. Cuando el acero contiene una cantidad de Fe2B igual o mayor de 4% en volumen, el módulo elástico se incrementa con más de 5 GPa. La elongación al rompimiento está entonces entre 14% y 16% y la resistencia a la tracción alcanza 590 MPa . Cuando la cantidad de Fe2B es mayor de 7.5% en volumen, el módulo elástico se incrementa en más de 10 GPa, pero la elongación al rompimiento es menor de 9%. De acuerdo con la invención, el tamaño promedio de los precipitados eutécticos de TiB2 o Fe2B es igual o menor de 15 micrómetros a fin de obtener mayor elongación con valores al rompimiento y buenas propiedades de fatiga. Cuando el tamaño promedio de estos precipitados eutécticos es igual o menor de 10 micrones, la elongación al rompimiento puede ser mayor de 20%. Los inventores han demostrado que, más del 80% en número de los precipitados eutécticos de TiB2 son de carácter de cristal simple, el daño en la matriz/precipitado cuando se reduce la carga mecánicamente y el riesgo de formar defectos es menor debido a la mayor plasticidad del precipitado y su alto nivel de cohesión con la matriz. En particular, se ha mostrado que los precipitados de TiB2 más grandes forman cristales hexagonales. Sin desear que se relacione con una teoría particular, se cree que este carácter cristalográfico incrementa la posibilidad que estos precipitados deformen al maclarse bajo el efecto de una carga mecánica. Este carácter particular de cristal simple, debido a la precipitación de TiB2 en una forma eutéctica, no se encuentra a un grado en los procesos de la técnica previa, que se basan en las adiciones extrínsecas de las partículas .

Aparte del efecto favorable de una dispersión de partículas endógenas en las propiedades de tracción, los inventores han demostrado que limitar el tamaño de grano es un medio muy efectivo para incrementar las propiedades de tracción: cuando el tamaño de grano promedio es igual o menor de 15 micrómetros, la resistencia a la tracción puede exceder aproximadamente 560 MPa. Además, cuando el tamaño de grano es igual o menor de 3.5 micrómetros, la resistencia al fisurado es particularmente alto: las pruebas de tenacidad Charpy con un espesor de 3 mm a -60°C muestra que el área dúctil en los especímenes de prueba fracturados es mayor de 90%. El proceso para la producción de una chapa de acuerdo con la invención se implementa como sigue: - se provee un acero con la composición de acuerdo con la invención; y el acero después se funde en un producto semi-terminado . Esta fundición puede realizarse para formar lingotes o se realiza continuamente para formar planchas con un grosor alrededor de 200 mm. También es posible fundir el acero en forma de planchas delgadas de unas decenas de milímetros de grosor o tiras delgadas de unos cuantos milímetros de grosor entre los rodillos de contra-rotación. El último método de implementación es particularmente ventajoso para obtener una precipitación eutéctica fina y prevenir la formación de precipitados primarios. Al incrementar la velocidad de enfriamiento durante la solidificación, se incrementa la fineza de la microestructura obtenida. Por supuesto, la fundición puede realizarse en un formato que permite la producción de productos que tienen diferentes geometrías, en particular en forma de palanquillas para producir productos largos. La finura de la precipitación de TiB2 y Fe2B incrementa la resistencia a la tracción, la ductilidad, la tenacidad, la formabilidad y el comportamiento mecánico en el HAZ. La finura de la precipitación se incrementa gracias a una baja temperatura de fundición y una mayor velocidad de enfriamiento. En particular, se ha descubierto que una temperatura de fundición limitada a 40°Carriba de la temperatura líquida origina que se obtengan microestructuras finas . Las condiciones de fundición también se elegirán de tal forma que la velocidad de fundición durante la solidificación es igual o mayor a 0.1°C/s a fin de que el tamaño de los precipitados de TiB2 y FeB2 son particularmente finos. Los inventores también han demostrado que la morfología de los precipitados eutécticos de TiB2 y Fe2B juega un papel en el daño durante la solidificación mecánica posterior. Después de observar los precipitados bajo el microscopio óptico y los intervalos de amplificaciones de 500x 1500x aproximadamente sobre una superficie que tiene una población estadísticamente representativa, el tamaño máximo Lmax y el tamaño mínimo Lmin de cada precipitado se determina usando programas de cómputo de análisis de imagen conocidos per se, tal como por ejemplo programas de cómputo de análisis de imagen Scion®. La relación del tamaño máximo al tamaño mínimo Lmax/Lmin caracteriza la relación de aspecto f de un precipitado dado. Los inventores han demostrado que los precipitados de gran tamaño (Lmax > 15 micrómetros) y de forma alargada (f > 5) reduce la elongación uniforme y el coeficiente de endurecimiento por deformación en frío n. De acuerdo con la invención, después que se ha fundido el producto semi- terminado, la temperatura y el tiempo de recalentamiento para el producto semi-terminado antes del posterior rolado en caliente se eligen para originar que se esferoidicen la mayoría de los precipitados dañinos. En particular la temperatura y el tiempo de recalentamiento se eligen de tal forma que la densidad de los precipitados eutécticos elongados (f > 5) con un tamaño Lmax > 15 micrómetros es menor de 400/mm2. El producto semi- terminado después experimenta rolado en caliente, posiblemente seguido por enrollamiento. Opcionalmente , el enrollado en frío y recocido se realiza a fin de obtener placas más delgadas. Se eligen las condiciones de rolado en caliente, enrollamiento, rolado en frío y recocido de tal forma que se obtenga la chapa de acero con un tamaño de grano promedio igual o menor de 15 micrómetros, preferentemente menor de 5 micrómetros y más preferentemente menor de 3.5 micrómetros. Un tamaño de grano más fino se obtiene por: - endurecimiento por deformación sustancial antes que se presente el final del rolado en caliente y antes de la transformación alotrópica (?-a) con el enriamiento; una baja temperatura al final del rolado, preferentemente por debajo de 820°C; - enfriamiento acelerado después que la transformación (?-a) a fin de limitar el crecimiento de grano ferrítico; una operación de enfriamiento con una temperatura relativamente baja; y - después el posible rolado en frío, la temperatura de recocido y el tiempo de recocido se limita con el propósito de completar la recristalización sin exceder los valores de temperatura y tiempo necesarios para esta recristalización. Una temperatura final del rolado en caliente por debajo de los 820 °C proporciona en particular que sea un medio efectivo para obtener un tamaño de grano fino. Se ha demostrado un efecto particular de los precipitados de TiB2 y Fe2B en la nucleación y la cristalización de las microestructuras en los aceros de acuerdo con la invención. Específicamente, cuando se deforman los aceros de acuerdo con la invención, la diferencia significativa en el comportamiento mecánico entre los precipitados y la matriz origina una mayor deformación alrededor de los precipitados. Esta deformación local intensa reduce la temperatura sin recristalización. Una baja temperatura final del rolado promueve la nucleación ferrítica alrededor de los precipitados y limita el crecimiento granular. Del mismo modo, el mayor campo de deformación alrededor de los precipitados promueve la nucleación del grano durante la restauración/recristalización que sigue al rolado en frío, originando el refinamiento del grano. La chapa de acero obtenida de esta forma exhibe así muy buena formabilidad . Sin desear relacionar con una teoría particular, se cree que los precipitados eutécticos presentes dentro de una matriz muy deformable juegan un papel similar a que juegan las fases martensíticas o bainíticas dentro de la ferrita en los aceros de "fase dual" . Los aceros de acuerdo con la invención tienen una relación de (límite de elasticidad Re/resistencia a la tracción Rm) favorable a una variedad de operaciones de conformación. Dependiendo del contenido de carbono y de los elementos de temple, y dependiendo de la velocidad de enfriamiento por debajo de la temperatura Arl (esta temperatura denota el inicio de la transformación con el enfriamiento de austenita) , es posible obtener chapas roladas en caliente o chapas roladas en frío y recocidas que comprenden matrices con diferentes microestructuras - estas pueden ser totalmente ferríticas, bainíticas, martensíticas o austeníticas . Por ejemplo, un acero que contiene 0.04% de C, 5.9% de Ti y 2.3% de B tendrá, después de enfriarse desde 1200°C, una dureza Vickers con intervalo desde 187 a 327 para un intervalo de enfriamiento desde 5 a 150°C/s. Los niveles de dureza más altos corresponden en este caso a una matriz completamente bainítica compuesta de listones ligeramente desorientados libres de carburo. Si se desea producir una parte por una operación de conformación, se corta una pieza bruta formada con la chapa y se deforma por medios tal como el estirado o doblado en un intervalo de temperatura entre 20 y 900°C. Las fases de temple de TiB2 y Fe2B exhiben muy buena estabilidad térmica hasta los 1100°C. Debido a la estabilidad térmica de las partículas dispersas en la matriz y la adecuación a los diferentes procesos de conformación frío, tibio y caliente, partes de la geometría compleja con un mayor módulo elástico puede producirse de acuerdo con la invención. Además, el incremento en el módulo elástico de los aceros de acuerdo con la invención reduce la recuperación elástica después de las operaciones de conformación y por medio de esto incrementa la precisión dimensional de las partes terminadas.

Ventajosamente, los elementos estructurales también se producen por soldadura de aceros de acuerdo con la invención, los cuales tienen composiciones idénticas o diferentes, ó grosores idénticos o diferentes, así como en la etapa final para obtener partes cuyas propiedades mecánicas varían dentro de estas y se adapta localmente a las cargas posteriores. Además del hierro y las impurezas inevitables, la composición en peso de los aceros que pueden soldarse con los aceros de acuerdo con la invención comprende, por ej emplo : 0.001-0.25% C; 0.05-2% Mn; Si < 0.4%; Al < 0.1% Ti < 0.1%; Nb < 0.1%; V < 0.1%; Cr < 3%; Mo < 1%; Ni < 1%; B < 0.003%, el resto de la composición consiste de hierro y las purezas inevitables que resultan de la fundición. En la zona de fusión, debido a la alta temperatura alcanzada, los precipitados se disuelven parcialmente y después vuelven a precipitar con el enfriamiento. La cantidad de precipitados en la zona de fusión es muy comparable a la del metal base. Dentro del HAZ de las uniones soldadas, los precipitados eutécticos no se disuelven y pueden aun servir para disminuir la velocidad de crecimiento del grano austinítico y de los posible sitios de nucleación durante la posterior fase de enfriamiento..

Durante una operación de soldadura realizada en los aceros de acuerdo con la invención, la concentración de precipitados de TiB2 y Fe2B por lo tanto es uniforme, transitando desde el metal base al metal fundido pasando a través de HAZ, por medio de esto se garantiza, en el caso de las uniones soldadas, que las propiedades mecánicas proyectadas (módulo, densidad) serán continuas a través de todas las uniones . Para dar un ejemplo no limitante, los siguientes resultados demuestran las características ventajosas conferidas por la invención.

Ejemplo 1: Se produjeron aceros con la composición dada en la Tabla 1 siguiente, expresados en porcentajes en peso. Además de los aceros 1-1 y 1-2 de acuerdo con la invención, esta tabla indica, como comparación, la composición de un acero de referencia R-l que no contiene precipitados eutécticos TiB2 o Fe2B endógenos. Los aceros se produjeron al fundir los productos semi-terminados del estado líquido, las adiciones de titanio y boro se realizan en el caso de los aceros 1-1 y 1-2 en forma de ferro-aleaciones. La temperatura de fundición fue de 1330°C, es decir 40°C por arriba de la temperatura del líquido .

Tabla 1: Composiciones de acero (% en peso) I = De acuerdo con la invención; R = referencia; (*) = no de conformidad con la invención La microestructura en el estado de fundición, ilustrada en las Figuras 1 y 2, se relaciona con los aceros 1-1 y 1-2 respectivamente, muestran una fina dispersión uniforme de los precipitados TiB2 endógenos dentro de una matriz ferritica. El boro precipitó en forma de un eutéctico binario Fe-TiB2. Las cantidades en volumen de los precipitados se midieron por medio de un analizador de imagen y son 9% y 12.4% para los aceros 1-1 e 1-2 respectivamente. La cantidad de TiB2 en forma de precipitados primarios es menor de 2% en volumen y promueve la buena colabilidad. El tamaño medio de los precipitados eutécticos TiB2 son 5 y 8 micrómetros para los aceros 1-1 y 1-2 respectivamente. Entre la población de estos precipitados, más del 80% en número tienen un carácter de cristal sencillo. Después de recalentar a 1150°C, los productos semi- terminados después se rolaron en caliente en forma de chapas con un grosor de 3.5 mm, la temperatura final del rolado es de 940 °C. El rolado en caliente estuvo seguido por enfriamiento a 700°C. Los tratamientos también se realizaron al recalentar el acero 1-2 a 1230°C antes del rolado en caliente, varias veces al variar de 30 a 120 minutos. Se observó después la morfología de los precipitados. Mostraron que un tratamiento a 1230 °C durante un tiempo de 120 minutos o más permite a los precipitados formen esferas de tal forma que la densidad de los precipitados eutécticos grandes (Lmax > 15 micrómetros) alargados (f > 5) es menor de 400/mm2. La elongación uniforme Au y el coeficiente de endurecimiento por deformación n entonces crecieron significativamente, ya que fueron de 11% a 0.125 (tiempo de recalentado: 30 minutos) a 16% y 0.165 (tiempo de recalentado: 120 minutos) gracias a el tratamiento de formación de esferas del precipitado. Sin embargo, en el caso del acero 1-2, una chapa se roló en caliente con una temperatura final del rolado de 810 °C. Las placas roladas en caliente después se decapó usando un proceso conocido per se y después se roló en frío a un grosor de 1 mm. Después experimentaron recristalización por recocido a 800°C, con 1 minuto de remojo, antes de enfriarse con aire .

La observación SEM (Microscopía de Barrido Electrónico) no mostró pérdida de cohesión en la interface del precipitado de la matriz/eutéctico o sin daño de los precipitados solos después del rolado en caliente o en frío. Después del rolado en caliente, el tamaño de grano promedio del acero 1-1 fue de 12 micrómetros, ya que fue de 28 micrómetros en el caso del acero de referencia. En el caso del acero 1-2, una baja temperatura final del rolado (810°C) originó un tamaño de grano promedio más fino (3.5 micrómetros) después del rolado en caliente. Después del rolado en frío y el recocido, la estructura de los aceros 1-1 y 1-2 se recristalizó, como se indica en la figura 3 que se relaciona con el acero 1-1. La micrografía se tomó usando el microscopio de barrido electrónico en el modo de contraste cristalino, por medio de esto se atestigua el carácter completamente recristalizado de la estructura. Los precipitados son precipitados eutécticos muy predominantes. Comparado con el acero convencional R-l, y los precipitados TiB2 originan el refinamiento sustancial de la microestructura - el tamaño de grano promedio es de 3.5 micrómetros para el acero 1-1 de acuerdo con la invención considerado que es de 15 micrómetros en el caso del acero de referencia R-l. Las mediciones de picnometría indican que la presencia de los precipitados de TiB2 y Fe2B se asocian con una reducción significativa en la densidad relativa d ya que este va de 7.80 (acero convencional R-l) a 7.33 (acero 1-2) . Los módulos elásticos de los aceros 1-1 e 1-2 medidos en la dirección del rolado fueron de 230 GPa y 240 GPa respetivamente. El módulo elástico del acero de referencia R-1 fue de 210 GPa. Para las chapas con cargas aplicadas en el doblado, se obtuvo el índice de eficacia de estas, variaron con relación a E1/3/d, el uso de los aceros de acuerdo con la invención permitieron una reducción del peso mayor al 10% sobre los aceros convencionales. Las propiedades a la tracción medidas (límite de elasticidad Re medido con 0.2% de deformación, resistencia a la tracción Rm, elongación uniforme Au y elongación al rompimiento At) se dan en la Tabla 2 (chapas roladas en caliente) o la Tabla 3 (chapas roladas en frío y recocidas) siguiente .

Tabla 2: Propiedades de tracción de las chapas roladas en caliente (paralelas a la dirección del rolado) Acero Re (MPa) Rm (MPa) Au (%) At (%) 1-2 300 558 15 22 1-2 244 527 14 20 Tabla 3: Propiedades de tracción de las chapas roladas en frió y recocidas (paralelas a la dirección del rolado) La relación Re/Rm de las chapas roladas en caliente o en frió de acuerdo con la invención se acerca a 0.5, provocando que el comportamiento mecánico se acerque al de un acero de fase dual y buena capacidad de conformación subsecuente. Los ensayos de soldadura por puntos con resistencia se realizaron en chapas roladas en frió del acero 1-1: en las ensayos de de cizallamiento por tracción, la falla sistemáticamente se presenta por el descascarillado. Se sabe que esto es una forma de fractura preferida ya que se asocia con una gran energía. También se ha mostrado que, dentro de las zonas fundidas en la soldadura, están presentes los precipitados eutécticos de acuerdo con la invención, por medio de esto se ayuda a que las propiedades mecánicas en los montajes soldados sean uniformes . También se obtienen propiedades satisfactorias con la soldadura láser y soldadura con arco.

Ej emplo 2 : La Tabla 4 siguiente muestra las composiciones de tres aceros de acuerdo con la invención.

Tabla 4 : Composiciones de aceros de acuerdo con la invención (% en peso) Los aceros se produjeron por fundición de los productos semi-terminados, las adiciones de titanio y boro tomando en cuenta la forma de ferro-aleaciones. La temperatura de fundición fue de 40°C por arriba de la temperatura del liquido. Comparado con los aceros 1-1 y 1-2, los aceros 1-3 a 1-5 tienen una cantidad en exceso de boro comparado con TiB2 estequiomét ricamente , de tal forma que tienen lugar las precipitaciones complementarias eutécticas Fe2B TiB2 y después. Las cantidades en volumen de los precipitados eutécticos se dan en la Tabla 5.

Tabla 5: Contenido de los precipitados (% vol . ) de aceros Los precipitados eutecticos tuvieron un tamaño promedio menor de 10 micrómetros. La Figura 4 ilustra, en el caso del acero 1-3, la coexistencia de precipitados de TiB2 y Fe2B. Los precipitados de Fe2B gris claro y los precipitados de TiB2 más oscuros se dispersan dentro de la matriz ferritica. Los productos s emi - t e rmi n ado s se rolaron en caliente bajo condiciones idénticas a las presentadas en el Ejemplo 1. De nuevo, no se observó daño a la interface del precipitado-matriz. La Figura 5 ilustra la microestructura del acero 1-5. Las propiedades de estos aceros rolados en caliente se dan en la Tabla Tabla 6: Propiedades a la tracción (paralelas a la dirección de rolado) y densidad relativa de las chapas roladas en caliente Comparado con los aceros 1-1 y 1-2, una precipitación complementariamente eutéctica de Fe2B en una cantidad en volumen con intervalo de 3 a 7.9% incrementa el módulo elástico con una cantidad con intervalo de 5 a 15 GPa. La precipitación complementaria de Fe2B incrementa la resistencia a la tensión. Cuando esta precipitación tiene lugar en proporciones excesivas, sin embargo la elongación uniforme es marcadamente menor de 8%.

Ejemplo 3: Los productos semi-terminados hecho de acero con la composición 1-2 se fundieron a una temperatura de 1330°C. Se lograron dos velocidades de enfriamiento al cambiar la intensidad del flujo al enfriar los productos semi-terminados y el grosor de los productos semi-terminados fundidos, es decir 0.8°C/s y 12°C/s. Las microestructuras dadas en las Figuras 6 y 7 ilustran que una mayor velocidad de enfriamiento refina con mayor significancia la precipitación eutéctica Fe-TiB2.

Ejemplo 4 : Se soldaron chapas de acero con la composición 1-2, 2.5 mm de grosor, por medio de soldadura láser con C02 bajo las siguientes condiciones: Energía: 5.5 KW; velocidad de soldadura: 3 m/min. Las micrografías de la zona fundida muestra que se lleva a cabo la precipitación eutéctica de Fe-TiB2 en una forma más fina con el enfriamiento del estado líquido. La cantidad de precipitados en la zona de fusión es cercana a la del metal base. Dependiendo de las condiciones de enfriamiento locales durante la solidificación (gradiente de temperatura local G, velocidad de desplazamiento R de las isotermas) , se realiza la solidificación en forma dendrítica o en forma celular. La morfología dendrítica se encuentra con mayor facilidad en la unión con el HAZ, dadas las condiciones locales de solidificación (alto gradiente G y baja velocidad R) · Los precipitados de TiB2 por lo tanto están presentes en diferentes zonas de la unión (metal base, la HAZ y la zona de fusión) . De esta forma, el incremento en el módulo elástico y la reducción en la densidad se presente a través de toda la línea de soldadura. Una chapa de acero 1-2 también se soldó con soldadura láser sin ninguna dificultad de operación con una chapa de acero dulce que se puede estirar, la composición de esta tuvo (en % en peso): 0.003% de C, 0.098% de Mn, 0.005% de Si, 0.059% de Al, 0.051% de ti, 0.003% de B y las impurezas inevitables que resultan de la fundición. La zona de fusión también tuvo precipitados eutécticos de Fe-TiB2, por supuesto con una menor proporción en el caso de la soldadura autógena. Por consiguiente es posible producir estructuras metálicas cuyas propiedades de rigidez varían localmente y cuyas propiedades mecánicas corresponden más específicamente al procesamiento local o requerimientos del comportamiento en servicio .

Ejemplo 5 : Las chapas roladas en frío y recocidas de acero 1-2 de acuerdo con la invención, con un grosor de 1.5 mm, se unieron por soldadura por puntos con resistencia bajo las siguientes condiciones: fuerza de unión: 650 daN; - ciclo de soldadura: 3 (7 periodos con el flujo de corriente 1 + 2 periodo sin flujo de corriente) . El intervalo de soldadura, se expresa en los términos de la corriente I, fue entre 7 y 8.5 kA. Las dos uniones para este intervalo corresponden, por una parte, para obtener un diámetro del núcleo mayor de 5.2 mm (unión con corriente inferior) y, por otra parte, la presencia de chispas durante la soldadura (unión superior) . El acero de acuerdo con la invención por lo tanto muestra buena soldabilidad con la soldadura por puntos con resistencia con un intervalo de soldabilidad de 1.5 kA, lo suficientemente amplio. De esta forma la invención permite la producción de partes estructurales o elementos de reforzamiento con un nivel mejorado de desempeño, tanto desde el punto de vista de la ligereza intrínseca y el incremento en el módulo elástico. El fácil procesamiento de las chapas de acero de acuerdo con la invención por soldadura hace posible incorporarlas en estructuras más complejas, en particular por medio de uniones con partes hechas de aceros con diferentes composiciones o diferentes grosores. El campo automotriz se beneficiará más en particular con estas diferentes características. 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 (27)

1. REIVINDICACIONES
2. Habiéndose descrito la invención como antecede se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes reivindicaciones: 1. Chapa de acero, caracterizada porque su composición química comprende las cantidades expresadas en peso: 0.010% < C < 0.20% 0.06% < Mn < 3% Si < 1.5% 0.005% < Al < 1.5% S < 0.030% P < 0.040%, de titanio y de boro en cantidades tales como: 2.5 < Ti < 7.2% (0.45 xTi) - 0.35% < B < (0.45 xTi) + 0.70% opcionalmente uno o varios elementos elegidos entre: Ni < 1% Mo < 1% Cr < 3% Nb < 0.1% V < 0.1%, siendo constituido el resto de la composición de fierro y de impurezas inevitables que resultan de la elaboración. 2. Chapa de acero de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque las cantidades en titanio y boro son tales como: -0.22 < B - (0.45x Ti) < 0.35
3. 3. Chapa de acero de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque las cantidades en titanio y boro son tales como: -0.35 < B - (0.45x Ti) < 0.22 4. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada porque la cantidad de titanio es tal que:
4. 4.6% < Ti < 6.9%
5. 5. Chapa de acero de conformidad con la reivindicación 4, caracterizada porque la cantidad de titanio es tal que: 4.6% < Ti < 6%
6. 6. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque la composición comprende, la cantidad expresada en peso: C < 0.080%
7. 7. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizada porque su composición comprende, la cantidad expresada en peso: C < 0.050%
8. 8. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizada porque su composición comprende, la cantidad expresada en peso: Cr < 0.08%
9. 9. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizada porque comprende precipitados eutécticos de TiB2 y ocasionalmente de Fe2B, cuyo tamaño promedio es inferior o igual a 15 micrómetros .
10. 10. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizada porque comprende precipitados eutécticos de TiB2 y ocasionalmente de Fe2B, cuyo tamaño promedio es inferior o igual a 10 micrómetros .
11. 11. Chapa de acero de conformidad con la reivindicación 10, caracterizada porque más de 80% en número de los precipitados de TiB2 tienen un carácter nanocristalino .
12. 12. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 11, caracterizada porque el tamaño promedio del grano del acero es inferior o igual a 15 micrómetros .
13. 13. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 12, caracterizada porque el tamaño promedio del grano del acero es inferior o igual a 5 micrómetros .
14. 14. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 13, caracterizada porque el tamaño promedio del grano del acero es inferior o igual a 3.5 micrómetros .
15. 15. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14 , caracterizada porque su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 230 GPa .
16. 16. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 15, caracterizada porque su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 240 GPa.
17. 17. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 16, caracterizada porque su módulo de elasticidad medido en el sentido del laminado es superior o igual a 250 GPa.
18. 18. Chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 16, caracterizada porque su resistencia es superior o igual a 500 MPa y su estiramiento uniforme es superior o igual a 8%.
19. 19. Procedimiento de fabricación caracterizado porque se abastece un acero de conformidad con cualquiera de las composiciones 1 a 8, se cuela el acero bajo la forma de semi-producto, no excediendo la temperatura de colado más de 40°C de la temperatura del acero líquido.
20. 20. Procedimiento de fabricación de conformidad con la reivindicación 19, caracterizado porque se cuela el semi-producto bajo la forma de un lingote delgado o de banda delgada entre cilindros contra-rotatorios.
21. 21. Procedimiento de fabricación de conformidad con la reivindicación 19 ó 20, caracterizado porque la velocidad de enfriamiento durante la solidificación del colado es superior o igual a 0.1°C/s.
22. 22. Procedimiento de fabricación de conformidad con la reivindicación 19 a 21, caracterizado porque se calienta el semi -producto antes del laminado en caliente, siendo elegida la temperatura y la duración del calentamiento de suerte que la densidad de precipitados eutécticos de TiB2 y ocasionalmente de Fe2B, de tamaño máximo Lm¾x superior a 15 micrometros y del factor de forma f>5, sea superior a 400/mm2 y se lamina en caliente el semi-producto .
23. 23. Procedimiento de fabricación de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 19 a 22, caracterizado porque se efectúa un laminado en caliente del semi-producto, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, siendo ajustadas las condiciones de laminado y de recocido de forma que se obtiene una chapa de acero cuyo tamaño promedio de grano es inferior o igual a 15 micrometros.
24. 24. Procedimiento de fabricación de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 19 a 23, caracterizado porque se efectúa un laminado en caliente del semi-producto, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, siendo ajustadas las condiciones de laminado y de recocido de forma que se obtiene una chapa de acero cuyo tamaño promedio de grano es inferior o igual a 5 micrometros .
25. 25. Procedimiento de fabricación de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 19 a 24, caracterizado porque se efectúa un laminado en caliente del semi-producto, opcionalmente un laminado en frío y un recocido, siendo ajustadas las condiciones de laminado y de recocido de forma que se obtiene una chapa de acero cuyo tamaño promedio de grano es inferior o igual a 3.5 micrómetros .
26. 26. Procedimiento de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 22 a 25, caracterizado porque se efectúa el laminado en caliente con una temperatura final del laminado menor de 820 °C.
27. 27. Uso de una chapa de acero de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 18, o fabricada por un procedimiento de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 19 a 26, para la fabricación de piezas de estructura o de elementos de refuerzo en el dominio automotriz .