ES2197338T3 - Lamina de acero para tubo de laminado doble y procedimiento de fabricacion. - Google Patents
Lamina de acero para tubo de laminado doble y procedimiento de fabricacion.Info
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Abstract
LA INVENCION SE REFIERE A UNA LAMINA DE ACERO PARA TUBOS DE LAMINADO DOBLE, QUE TIENE EXCELENTE CONFORMABILIDAD, RESISTENCIA Y RIGIDEZ TRAS LA CONFORMACION Y TERMOTRATAMIENTO DE UN TUBO, DEBIDO A LA SUPRESION DEL ENGROSAMIENTO DEL TAMAÑO DEL GRANO DE FERRITA, ASI COMO UN METODO DE FABRICACION DE LA MISMA. DICHO METODO CONSISTE EN: ACABAR POR LAMINADO EN CALIENTE UN MATERIAL DE ACERO QUE CONTIENE 0,0005-0,020 % P/P DE C, Y UNO O LOS DOS ENTRE: 0,003-0,040 P/P % DE NB Y 0,005-0,060 P/P % DE TI, A UNA TEMPERATURA FINAL DE 1.000-850 (GRADOS) C, ARROLLAR A 750 (GRADOS) C O MENOS, LAMINAR EN FRIO, RECOCER DE FORMA CONTINUA A 650-850 (GRADOS) C DURANTE 20 SEGUNDOS O MENOS, Y LAMINAR EN FRIO POR SEGUNDA VEZ A UNA VELOCIDAD DE REDUCCION DEL LAMINADO DEL 20 % O INFERIOR, DE FORMA QUE AL MENOS NB O TI ESTE PRESENTE EN UN ESTADO DE DISOLUCION SOLIDA, EN UNA CANTIDAD IGUAL AL 0,005 % P/P O SUPERIOR, Y EL TAMAÑO DE CRISTAL DEL GRANO EN LA ESTRUCTURA DE LA FERRITA ESTE COMPRENDIDO ENTRE 5 Y 10 MI M.
Description
Lámina de acero para tubo de laminado doble y
procedimiento de fabricación.
La presente invención se refiere a una lámina de
acero, apropiada para tubos de laminado doble, y a un procedimiento
de fabricación de la misma en el que la superficie de la lámina de
acero se metaliza con cobre o metal autosoldante, se le da forma de
tubo y se calienta a una temperatura superior a la del punto de
fusión del metal del revestimiento metálico, durante un corto
período de tiempo, para formar un tubo de laminado doble.
Los tubos de laminado doble, que presentan un
excelente aspecto similar al de los tubos de cobre, unas excelentes
propiedades térmicas y una elevada resistencia y tenacidad gracias
al acero, han sido empleados en el campo de los tubos de conexión
aplicables a compresores y frenos de vehículos.
Unos tubos de laminado doble se describen
detalladamente en
``Tetsu-to-Hagane'', Nº 1, pág. 130
(1980), por ejemplo. A continuación se describe brevemente un
procedimiento típico de elaboración de un tubo de laminado doble. A
una lámina de acero laminada en frío con un espesor aproximado de
0,30 mm se le aplica electrometalizado de cobre sobre ambas caras.
A continuación, la lámina de acero se somete a enrollamiento,
quedando la dirección de laminado de la lámina de acero paralela al
eje central del tubo. La lámina de acero se enrolla dos veces, de
manera que el tubo tendrá un espesor igual al doble del espesor de
la lámina de acero. El tubo se calienta a una temperatura superior a
la del punto de fusión del cobre para su ``autosoldadura'', lo que
significa que las paredes de la lámina de acero se adhieren entre
sí y rellenan el espacio intermedio con cobre fundido. Así se
prepara un tubo de laminado doble. Seguidamente, se realiza un
reformado y control de tamaño en frío para obtener el producto
final.
Según lo anteriormente descrito, los tubos de
laminado doble deben proporcionar una fiabilidad general, tal como
estanqueidad, en vista del uso que se les da.
Debido a que las láminas de acero empleadas en
los tubos de laminado doble son láminas de acero ultrafinas
laminadas en frío, con un espesor de 0,35 mm o menos, y debido a que
deben tener unas excelentes propiedades de formación, suelen
emplearse láminas de acero revenidas con bajo contenido de
carbono.
Debido a que las láminas revenidas constituyen un
material relativamente blando, con unas excelentes propiedades de
formación, se pueden usar satisfactoriamente como materia prima para
los tubos de laminado doble. No obstante, se requieren varios días
para producir las citadas láminas, por lo que su eficiencia de
producción es baja. Otro inconveniente reside en la falta de
uniformidad de las propiedades mecánicas en las direcciones
longitudinal y transversal de la bobina. Además, para reducir la
abrasión del troquel de formación del tubo y mejorar la permanencia
de las formas del proceso de elaboración de los tubos (proceso de
enrollamiento), se requieren materiales con excelentes propiedades
de formación que no obstante conserven una elevada resistencia.
Unas láminas de acero con contenido de carbono
extremadamente bajo (0,020% o menos) han sido empleadas para
aplicaciones generales de láminas de acero laminadas en frío. Las
láminas de acero con contenido de carbono extremadamente bajo son
apropiadas para procesos de revenido continuo de alta eficiencia de
producción, y presentan excelente uniformidad en sus propiedades
mecánicas. Además, estas láminas de acero son blandas y tienen
excelentes propiedades de formación. El empleo de láminas de acero
blandas con contenido de carbono extremadamente bajo y revenido
continuo resuelve los problemas anteriormente citados.
No obstante, en el proceso de producción del tubo
de laminado doble se aplica un tratamiento en frío de
aproximadamente 7% a 8% de tracción a la lámina de acero después de
la formación del tubo mediante trefilado. Además, el tubo es objeto
de tratamiento térmico para fines de su autosoldado, durante un
corto período de tiempo, a una temperatura superior a la del punto
de fusión (1.083ºC) del cobre. Se anticipa así el engrosamiento de
la microestructura del acero durante la formación y el revenido. Al
formar un tubo de laminado doble con lámina de acero con contenido
de carbono extremadamente bajo, suele observarse la presencia de
granos gruesos que afectan gravemente la resistencia y tenacidad
del tubo de laminado doble.
El documento
EP-A-0.295.697 describe una lámina
de acero laminada en frío, con un contenido de carbono
extremadamente bajo, empleada en automóviles y aplicaciones
similares, la cual presenta una buena capacidad de soldadura de
puntos y se obtiene añadiendo combinadamente, y en cantidades
predeterminadas, Ti, Nb y B a un acero con contenido extremadamente
bajo de carbono con objeto de controlar, hasta un límite razonable
especificado, la cantidad de precipitado fino de Ti disperso en el
acero.
Uno de los objetos de la presente invención
consiste en resolver los problemas anteriormente citados que afectan
a las tecnologías convencionales, proporcionando una lámina de acero
laminada en frío apropiada para fabricar tubos de laminado doble
dotados de características de autosoldadura, propiedades mecánicas
considerablemente mejores, comparadas con las de materiales
convencionales, gran eficiencia de producción y gran uniformidad de
las propiedades mecánicas, además de proporcionar un procedimiento
para su fabricación.
Un objeto específico de la presente invención
consiste en proporcionar una lámina de acero laminada en frío
apropiada para producir tubos de laminado doble con las
características siguientes, además de proporcionar un procedimiento
de fabricación de la misma:
- 1)
- El deterioro de las características, especialmente la resistencia y tenacidad a causa del grosor del grano, no se produce durante el tratamiento térmico de autosoldado;
- 2)
- la lámina de acero tiene una baja resistencia a la deformación durante el proceso de producción de tubos que minimiza la abrasión del troquel y, en consecuencia, prolonga su vida;
- 3)
- la lámina de acero es blanda durante la producción del tubo, y tiene una excelente capacidad de fijación de forma;
- 4)
- el tubo final tiene suficiente resistencia, ductilidad y tenacidad; y
- 5)
- la lámina de acero es una lámina ultrafina, de un espesor de 0,35 mm, que presenta una excelente uniformidad de sus propiedades mecánicas en las direcciones longitudinal y transversal de la cinta de acero sin experimentar variaciones de forma.
Los presentes inventores han descubierto que el
hecho de contener una cantidad determinada mínima de Nb o Ti no
precipitado es eficaz para prevenir el agrandamiento de los granos -
en contra de la creencia convencional sobre la eficacia de
controlar los precipitados como resultado de una amplia
experimentación y estudio sobre la solución de los problemas
anteriormente citados.
Además, al controlar el estado de revenido dentro
de un intervalo adecuado y limitar los componentes del acero y los
estados de laminado en caliente, tales como la temperatura final
del laminado final y la temperatura de enrollado, los inventores
han descubierto que la cantidad determinada mínima de Nb o Ti no
precipitado se consigue en un estado no precipitado, es decir, un
estado de solución sólida, que el tamaño del grano de cristal es
controlable dentro de un intervalo óptimo, y que las propiedades
mecánicas se estabilizan después del tratamiento térmico del
proceso de producción de los tubos, con lo cual los presentes
inventores completan la presente invención.
1) La presente invención se refiere a una lámina
de acero para tubos de laminado doble que tiene unas excelentes
propiedades de formación y una excelente resistencia y tenacidad
después de la formación y tratamiento térmico del tubo, y que
comprende:
\dotable{\tabskip6pt#\hfil\+#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
C : \+ 0,0005 - 0,020% en peso,\cr Si : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr Mn : \+ 0,1 - 1,5% en peso,\cr P : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr S : \+ 0,02% en peso, o menos,\cr Al : \+ 0,100% en
peso, o menos, y\cr N : \+ 0,0050% en peso, o menos; y que
además\cr \+ comprende uno o dos de\cr Nb : \+ 0,003 - 0,040% en
peso, y\cr Ti : \+ 0,005 - 0,060% en peso, y opcionalmente uno\cr
\+ o más elementos seleccionados del grupo consistente en\cr B : \+
0,0005 - 0,0020% en peso,\cr Cu : \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Ni
: \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Cr : \+ 0,5% en peso, o menos, y\cr
Mo : \+ 0,5% en peso, o
menos,\cr}
estando el resto compuesto por Fe e impurezas
incidentales; siendo cada uno de los contenidos en exceso de Nb y Ti
- calculados sobre el supuesto de que TiN, TiS, TiC y NbC se han
formado, dentro de lo posible, en ese orden - inferior a 0,005% en
peso, estando al menos uno de Nb y Ti presentes en estado de
solución sólida en cantidad de 0,005% en peso o más, y situándose el
tamaño del grano de cristal de la estructura de ferrita en el
intervalo de 5 a 10 \mum.
2) Además, la presente invención se refiere a un
procedimiento de fabricación de una lámina de acero para tubos de
laminado doble que tiene una excelente capacidad de formación y una
excelente resistencia y tenacidad después de la formación y
tratamiento térmico del tubo, y que comprende el laminado final en
caliente de un material de acero que contiene:
\dotable{\tabskip6pt#\hfil\+#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
C : \+ 0,0005 - 0,020% en peso,\cr Si : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr Mn : \+ 0,1 - 1,5% en peso,\cr P : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr S : \+ 0,02% en peso, o menos,\cr Al : \+ 0,100% en
peso, o menos, y\cr N : \+ 0,0050% en peso, o menos; y que además
comprende\cr \+ uno o dos de\cr Nb : \+ 0,003 - 0,040% en peso,
y\cr Ti : \+ 0,005 - 0,060% en peso, y opcionalmente uno o más\cr
\+ elementos seleccionados del grupo consistente en\cr B : \+
0,0005 - 0,0020% en peso,\cr Cu : \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Ni
: \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Cr : \+ 0,5% en peso, o menos, y\cr
Mo : \+ 0,5% en peso, o
menos,\cr}
estando el resto compuesto por Fe e impurezas
incidentales, material de acero en el que cada uno de los contenidos
en exceso de Nb y Ti - calculados en base a la asunción de que TiN,
TiS, TiC y NbC se han formado, dentro de lo posible, en ese orden -
es inferior a 0,005% en peso, a una temperatura final de 1000 -
850ºC; enrollamiento a 750ºC o menos; laminado en frío; revenido
continuo a 650 - 800ºC durante 20 segundos o menos; y segundo
laminado en frío a un régimen de reducción del laminado de 20% o
menos.
La figura 1 es un gráfico que ilustra la
correlación entre el contenido de Nb o Ti en estado de solución
sólida y el tamaño de grano de la ferrita.
A continuación se describe la realización
preferente de la presente invención.
Un contenido de carbono extremadamente bajo
contribuye a mejorar la capacidad de formación (menor esfuerzo de
deformación y mayor permanencia de la forma) del proceso de
producción de tubos. No obstante, con un contenido de carbono
inferior a 0,0005% en peso, el mayor grosor del grano es
predominante, por lo que no se consigue la resistencia y la
tenacidad deseables. Además, aumenta la posibilidad de que se
formen superficies rugosas, como las presentes en el denominado
``fenómeno de piel de naranja''. Por otro lado, un contenido de
carbono superior a 0,02% en peso genera un considerable deterioro de
la ductilidad y de la permanencia de la forma de la lámina de
acero, siendo prominente el consiguiente deterioro de la viabilidad
de adelgazamiento de la lámina de acero. Además, un excesivo
contenido de carbono conduce a un menor rendimiento del laminado en
frío. Por consiguiente, el contenido de carbono debe ser de 0,0005
a 0,020% en peso. Es preferible de 0,0010 a 0,015% en peso, si se
desea una mayor estabilidad de las propiedades mecánicas y una
excelente ductilidad.
La adición de una gran cantidad de Si genera una
disminución de las características del tratamiento superficial y de
la resistencia a la corrosión, incrementa considerablemente la
resistencia del acero, como refuerzo de solución sólida, e
incrementa la resistencia a la deformación durante el proceso de
formación. Por lo tanto, el límite superior se establece en 0,02% en
peso, o menos, si se requiere una resistencia a la corrosión
particularmente excelente.
El manganeso es un elemento que previene
eficazmente el agrietamiento en caliente provocado por el azufre. En
particular, es preferible agregar manganeso a aceros sin titanio, a
causa de su contenido de azufre. Debido a que el manganeso
contribuye a la obtención de un grano más fino, y particularmente
debido a la supresión del agrandamiento del grano cuando el acero se
mantiene a alta temperatura, es preferible agregar manganeso.
Se debe agregar al menos 0,1% en peso de
manganeso para lograr las citadas ventajas. No obstante, debido a
que una adición excesiva conduce a un deterioro de la resistencia a
la corrosión y de las características de laminado en frío debido al
endurecimiento de la lámina de acero, el límite superior se
establece en 1,5% en peso. Es preferible agregar manganeso dentro
de un margen de 0,60% en peso, o menos, si se requiere una
excelente resistencia a la corrosión y una excelente capacidad de
formación.
El fósforo endurece el acero y provoca el
deterioro de la propiedad de manipulación de las pestañas y
permanencia de la forma. Además, se trata de un elemento dañino que
provoca el deterioro de la resistencia a la corrosión, por lo que
el límite superior se establece en 0,02% en peso. Es preferible
añadirlo en cantidad de 0,01% en peso, o menos, si las citadas
características son especialmente importantes.
Debido a que el azufre - presente en el acero en
forma de inclusión - es un elemento que genera disminución de la
ductilidad y deterioro de la resistencia a la corrosión del acero,
el límite superior del contenido de azufre se establece en 0,02% en
peso. Es preferible añadirlo en cantidad de 0,01% en peso, o menos,
si la propiedad de manipulación que se requiere es particularmente
excelente.
El aluminio es un elemento eficaz en la
desoxidación del acero. No obstante, debido a que un contenido
excesivo daría lugar al deterioro de las características
superficiales, el límite superior del contenido de aluminio se
establece en 0,100% en peso. Es preferible añadir el aluminio en
cantidades de 0,008 a 0,060% en peso para fines de estabilidad de
las propiedades mecánicas.
El nitrógeno potencia la generación de defectos
internos en la lámina de acero y el agrietamiento de los bloques
durante el proceso de moldeado continuo a medida que aumenta su
contenido. Debido a que el nitrógeno provoca un endurecimiento
excesivo del acero, el límite superior se establece en 0,0050% en
peso. Es preferible que el contenido de nitrógeno sea de 0,0030% en
peso, o menos, para fines de estabilidad de las propiedades
mecánicas y para mejorar el rendimiento de la totalidad del proceso
de producción.
El niobio es un elemento eficaz para conseguir
una microestructura más fina en la lámina de acero, efecto que se
mantiene después del tratamiento térmico posterior a la producción
de los tubos. Dicha microestructura más fina de la lámina de acero
supone mejorar considerablemente las propiedades de formación
secundaria del tubo mismo, tal como su doblado y estiramiento, y
mejorar la resistencia al impacto. Tales ventajas derivadas del
niobio se perciben con un contenido de 0,003% en peso, o más. Pero
la adición de 0,040% en peso genera endurecimiento del acero y
agrietamiento de los bloques, además de deterioro de la ductilidad
durante el laminado en caliente y el laminado en frío. Por
consiguiente, el contenido de niobio se establece en el intervalo de
0,003 a 0,40% en peso. Preferentemente, el contenido será de 0,020%
en peso, o menos, atendiendo a las propiedades mecánicas.
El titanio también es eficaz para obtener una
microestructura más fina, como en el caso del niobio. Aunque se
añade en cantidades de 0,005% en peso, o más, para lograr este
efecto, la adición de más de 0,060% genera un incremento de los
defectos superficiales. Por lo tanto, el contenido de titanio se
establece en el intervalo de 0,005 a 0,060% en peso.
Preferentemente, el contenido será de 0,015% en peso, o menos,
atendiendo a las propiedades mecánicas. El niobio y el titanio se
pueden añadir solos o combinados, ya que los efectos que producen
estos elementos individualmente no se anulan entre sí.
El contenido de niobio y titanio en estado de
solución sólida constituye una característica sumamente importante
de la presente invención.
Aunque el mecanismo no ha sido aclarado de forma
detallada, se puede contener en gran medida el agrandamiento de la
microestructura después del tratamiento térmico de formación del
tubo de laminado doble, según se aprecia en la figura 1, si al
menos uno de los elementos niobio y titanio en estado de solución
sólida está presente en una cantidad de 0,005% en peso, o más. Los
materiales del acero utilizados en el experimento de la figura 1
tienen las siguientes composiciones: 0,0025 C - 0,02 Si - 0,5 Mn -
0,01 P - 0,010 S - 0,040 Al - 0,0020 N - y diversas cantidades de
Nb y Tb, en las que se emplean dos niveles de contenido de Nb, es
decir, 0,018% y 0,015%, y dos niveles de contenido de Ti, es decir,
0,040% y 0,060%. Las condiciones del laminado en caliente y
tratamiento térmico son las siguientes: la temperatura final del
laminado en caliente se sitúa en el intervalo de 950 - 870ºC, la
temperatura de enrollado en el intervalo de 720 - 540ºC, el
tratamiento térmico se realiza a 750ºC durante 20 segundos, y el
segundo laminado en frío del 2% se realiza después del tratamiento
térmico. Como resultado de lo anterior, el contenido de niobio
disuelto puede variar en el intervalo de 0 a 0,015%.
Al menos uno de los elementos niobio y titanio
debe estar presente, ya que la ventaja en cuestión no se consigue
incluso si estos dos elementos están presentes en una cantidad
total de 0,005% en peso, o más. Si cada uno de estos elementos está
presente en una cantidad de 0,005% en peso, o más, los efectos
individuales de los mismos no se anulan entre sí. Por consiguiente,
es importante que al menos uno de los elementos niobio y titanio
esté presente en una cantidad de 0,005% en peso, o más, en estado
de solución sólida.
El contenido de Nb o Ti en estado de solución
sólida se define como la resta del contenido de Nb o Ti precipitado,
que se determina mediante análisis electrolítico, del contenido
total de Nb o Ti del acero. El análisis electrolítico se define
como un proceso analítico mediante electrolisis de potencial
constante en un electrolito no acuoso, en el que se electroliza una
muestra en un electrolito de 10% acetilacetona/1% cloruro de
tetrametilamonio, se recoge el residuo en un filtro de poro nuclear
de 0,2 \mum, y se determinan los elementos relevantes a través de
un procedimiento de absorciometría.
Según lo anteriormente descrito, aunque el
titanio y el niobio son elementos esenciales de la presente
invención, la adición de una cantidad excesiva de cada uno de estos
elementos produce los siguientes inconvenientes.
En las láminas de acero laminadas en frío de tipo
convencional, al titanio y al niobio se les considera elementos
deseables para mejorar las propiedades de formación, tales como el
ablandamiento, y para mejorar el valor r y la ductilidad. Sin
embargo, las láminas de acero ultrafinas de la presente invención
requieren un régimen de reducción del laminado en frío
extremadamente alto en la etapa de producción (al menos 70%, y
generalmente 80% o más, según la mejor tecnología actual de laminado
fino en caliente), por lo que se produce una enorme carga durante el
laminado en frío. Por lo tanto, la adición de cantidades excesivas
de Nb o Ti genera un considerable incremento de la resistencia a la
deformación durante el laminado, con el consiguiente deterioro de
las características superficiales. Aumentan también los cambios de
las propiedades mecánicas, tales como la resistencia, el valor r y
la ductilidad entre las direcciones de trabajo, es decir, la
anisotropía. Debe evitarse la adición de cantidades excesivas de Ti
o Nb en prevención de los inconvenientes anteriormente citados.
Además, es preferible minimizar el contenido de Ti y Nb, según las
necesidades, debido a los costes de material.
Basándose en los términos anteriormente
descritos, los presentes inventores estudiaron los límites
superiores de los contenidos de Ti y Nb a través de un proceso de
precipitación, estableciendo dichos límites superiores de contenido,
que a continuación se indican. Cada uno de los contenidos excesivos
de Nb y Ti - calculados empleando los contenidos del acero en base a
la asunción de que TiN, TiS, TiC y NbC se forman, dentro de lo
posible, en ese orden - debe ser inferior a 0,005% en peso.
Específicamente, el contenido excesivo de Ti (en
lo sucesivo denominado Ti_{ex}) significa un contenido residual de
Ti en porcentaje en peso después de formarse TiN, TiS y TiC, y se
calcula estequiométricamente según la siguiente ecuación:
Ti_{ex} =
Ti-(48/14)\cdotN-(48/32)\cdotS-(48/12)\cdotC
El contenido excesivo de Nb (en lo sucesivo
denominado Nb_{ex}) se calcula en la forma siguiente:
1) Si no se añade titanio, Nb_{ex} se calcula
según la siguiente ecuación, en la que se considera solamente el
NbC, ya que no se forma TiN, TiS o
TiC:
Nb_{ex} =
(Nb-93/12)\cdotC
2) Si se añade titanio, y si Ti_{ex} \geq 0,
Nb_{ex} se calcula según la siguiente ecuación, ya que no hay
presencia de carbono residual para la formación de
NbC:
Nb_{ex} = Nb
3) Si se añade titanio, y si Ti_{ex} \leq 0,
primeramente se calcula el contenido de Ti que ha formado TiN y TiS
(en lo sucesivo denominado TiNS), según la siguiente
ecuación:
Ti_{NS} =
Ti-(48/14)\cdotN-(48/32)\cdotS
y luego se calcula Nb_{ex} según una de las dos
ecuaciones siguientes en respuesta al contenido de
Ti_{NS}:
- 3a)
- Si Ti_{NS} \leq 0,
- Nb_{ex} = Nb-(93/12)\cdotC (igual que lo anteriormente indicado en 1)), ya que todo el carbono se emplea para la formación de NbC, o
- 3b)
- Si Ti_{NS} > 0,
- Nb_{ex} = Nb-(93/12)\cdot(C-(12/48)\cdotTi_{NS}), ya que después de formarse el TiC en respuesta al Ti_{NS}, el carbono residual se emplea para formar NbC.
Al proporcionar tales límites superiores para los
contenidos de Ti y Nb, es difícil mantener los contenidos de las
soluciones sólidas. No obstante, la presente invención se
caracteriza porque se consiguen los contenidos deseables de Ti y Nb
disuelto, se resuelven los problemas de producción de la lámina de
acero, y se logra la compatibilidad entre las propiedades mecánicas
y una determinada resistencia y tenacidad después de la formación
del tubo laminado doble.
La lámina de acero puede contener al menos un
componente seleccionado del grupo o grupos consistente(s) en
B: 0,0005 - 0,0020% en peso (grupo A); Cu: 0,5% en peso, o menos;
Ni: 0,5% en peso, o menos; Cr: 0,5% en peso, o menos; y Mo: 0,5% en
peso, o menos (grupo B - en lo sucesivo, de elementos iguales).
B es un elemento eficaz para mantener la
resistencia gracias a la estructura más fina que se genera después
de la fabricación del tubo. Esta ventaja se reconoce por la adición
de 0,0005% en peso, o más, en tanto que una adición superior a
0,0020% en peso genera un incremento indeseable de la anisotropía
plana de la lámina de acero. Por consiguiente, el contenido B se
añade en un intervalo de 0,0005 a 0,0020% en peso, y
preferentemente de 0,0005 a 0,0010% en peso.
Cu : 0,5% en peso, o menos; Ni : 0,5% en peso, o
menos; Cr : 0,5% en peso, o menos; y Mo : 0,5% en peso, o menos.
Estos elementos, que incrementan la resistencia
de la lámina de acero, y particularmente la resistencia posterior al
tratamiento térmico de soldadura del tubo, se añaden en caso
necesario. Sin embargo, cuando cada uno de estos elementos se añade
en una cantidad superior a 0,5% en peso, las características del
laminado en frío se deterioran, por lo que se añaden dentro del
límite de 0,5% en peso, o menos.
Tanto el elemento del grupo A, que incluye B,
como los elementos del grupo B, que incluyen Cu, Ni, Cr, y Mo, son
componentes opcionales que pueden añadirse solos o en una
combinación consistente en al menos dos elementos del mismo grupo o
de grupos diferentes.
El tamaño de grano de la ferrita se establece en
5 a 10 \mum. Un acero que contenga cristales de un tamaño inferior
a 5 \mum es un acero endurecido que produce fenómenos
insatisfactorios, tales como formas indebidas después de elaborar
el tubo y severa abrasión del utillaje. Por otro lado, si el tamaño
del grano supera los 10 \mum, apenas se logra mantener una
textura uniformemente fina después de la formación y el revenido,
por lo que disminuye la resistencia y la tenacidad del producto
durante el uso. Por lo tanto, se controla el tamaño del grano de
cristal de la lámina de acero dentro de un intervalo de 5 a 10
\mum.
Es deseable una dureza (grado de temple) T1 - T3.
Evidentemente, un grado de temple superior a T3 provoca el deterioro
de la capacidad de formación y una reducción considerable en la
vida de los útiles. Es deseable que la resistencia de la materia
prima sea lo más baja posible, siempre que la resistencia del tubo
después de su formación y tratamiento térmico sea suficientemente
alta.
La tenacidad y resistencia de la lámina de acero
después de la formación y tratamiento térmico del tubo, en el caso
de tubos de laminado doble, constituye también un factor importante.
La tenacidad se evalúa mediante pruebas de tracción o de tracción
de alta velocidad sobre un tubo con muesca.
Debido a que la uniformidad de la microestructura
después del revenido disminuye si la temperatura de laminado final
del laminado final en caliente es inferior a 850ºC y debido a que
dicha falta de uniformidad se hereda después del revenido posterior
al laminado en frío, se reconoce una notable fluctuación de las
propiedades mecánicas que da lugar a una disminución de la
fiabilidad de las propiedades mecánicas. Por otra parte, suelen
producirse fallos superficiales causados por cascarilla a
temperaturas superiores a los 1.000ºC. En consecuencia, es deseable
que la temperatura de laminado final del laminado final en caliente
esté en el intervalo de 1.000 - 850ºC. Es preferible que la
temperatura final esté en el intervalo de 950 - 850ºC, debido a las
características del laminado en caliente.
Con objeto de reducir la posibilidad de
precipitación del Ti o Nb después del laminado final en caliente, es
preferible que la lámina de acero sea sometida a un enfriamiento
rápido a un régimen de 30ºC/seg, o más, un segundo después de
finalizar el laminado final.
Para el laminado final de la banda de lámina,
después del laminado grueso en caliente, es preferible adaptar un
sistema de laminado continuo (laminado sin fin) que incluye unir
las bandas de lámina en el lado de entrada de la instalación de
laminado final para estabilizar el avance de los extremos anterior
y posterior de la lámina de acero y conseguir un enfriamiento rápido
de la misma, en toda su extensión, inmediatamente después del
laminado final.
Es difícil mantener el Nb y el Ti del acero en
estado de solución sólida si la temperatura de enrollamiento
posterior al laminado en caliente supera los 750ºC. El resultado es
la imposibilidad de lograr una suficiente supresión del
engrosamiento de los granos de cristal a causa del Nb y Ti en
disolución. En tal caso, es difícil lograr unas propiedades
mecánicas uniformes en dirección longitudinal. Por lo tanto, la
temperatura de enrollamiento después del laminado en caliente se
fija en 750ºC o menos, preferentemente en 650ºC o menos.
Las condiciones de decapado y laminado en frío no
son fijas, y se determinan según el procedimiento general de
fabricación empleado para la lámina de acero ultrafina. Revenido
después del laminado en frío.
Si la temperatura de revenido es inferior a
650ºC, la mayor parte de la estructura la ocupará una estructura no
recristalizada, y la lámina de acero no se ablandará. En
consecuencia, no se logra el objetivo de reducir la carga durante
el proceso de producción de tubos. Aunque el revenido a 650ºC o más
no produce una estructura recristalizada perfecta, se logra un
ablandamiento suficiente para la presente invención. A una
temperatura de revenido de 750ºC o más, la mayor parte de la
estructura la ocupará una estructura recristalizada que proporciona
una propiedad de manipulación extremadamente buena. Si el revenido
se realiza a una temperatura superior a 850ºC, como en el caso de
las láminas de acero en general, laminadas en frío y con un
contenido de carbono extremadamente bajo, la microestructura del
acero se agranda y pierde su uniformidad, y la precipitación del Ti
y Nb se potencia durante el revenido, evitando la formación de una
textura uniforme y fina posterior al tratamiento térmico en la
fabricación de los tubos.
Por consiguiente, la temperatura de revenido se
situará preferentemente en el intervalo de 650 - 850ºC,
particularmente de 700 - 800ºC, para fines de estabilidad de las
propiedades mecánicas. Es aún más preferible que la temperatura sea
de 750ºC o menos, desde un punto de vista económico y para lograr
una mayor estabilidad de las propiedades mecánicas.
El tiempo de impregnación térmica durante el
revenido también es un factor importante. Un revenido convencional
suele realizarse durante un mínimo de 30 segundos para formar una
textura de recristalización estable. No obstante, este revenido no
forma ni Ti ni Nb en disolución, factor esencial para la presente
invención debido a la precipitación del Ti y del Nb durante el
revenido. El Ti o Nb en solución se pueden formar controlando la
temperatura de revenido en 850ºC o menos y el tiempo de
impregnación térmica en 20 segundos o menos, según lo anteriormente
descrito. Se ha considerado que el revenido de una lámina de acero
con contenido de carbono extremadamente bajo durante un tiempo tan
reducido proporciona unos valores r y de ductilidad insatisfactorios
para un trefilado profundo. No obstante, dicho revenido durante un
corto período de tiempo se puede aplicar sin problemas a la
presente invención.
El segundo laminado en frío se realiza después de
que el revenido haya controlado la rugosidad superficial y el
espesor de la lámina. Es preferible que el régimen de reducción del
segundo laminado en frío sea de 1,0% o más. Si el segundo laminado
en frío se realiza a un régimen de reducción superior al 20%, las
características de formación del tubo se deterioran a causa del
incremento del esfuerzo de elasticidad aplicado a las propiedades
mecánicas. Por lo tanto, el régimen de reducción del segundo
laminado en frío, posterior al revenido, se fija en 20% o menos. Es
preferible que el régimen de reducción se sitúe en el intervalo de
1,0 a 10%.
Una lámina de acero según la presente invención
se fabrica siguiendo las etapas anteriormente descritas. No hay
limitación para el espesor final de la lámina de acero, pero la
presente invención se aplica con mayor eficacia a un espesor final
de 0,35 mm o menos.
Un metal con propiedad autosoldante, tal como
cobre, se metaliza sobre la citada lámina de acero y se suelda
mediante tratamiento térmico después de la producción del tubo.
Aunque básicamente no se requiere ningún tratamiento superficial
adicional, se puede aplicar un tratamiento químico o electromecánico
para potenciar el efecto de la metalización.
Una serie de aceros que contenían los componentes
mostrados en la tabla 1, y el saldo de Fe, se fundieron en un
convertidor. Cada uno de los bloques de acero resultantes fue
sometido a laminado en caliente en los términos mostrados en la
tabla 2 (enfriamiento rápido a un régimen de 50ºC/seg, dentro de 0,5
segundos de finalizar el laminado en caliente). En el laminado en
caliente, se laminó en basto un bloque con un espesor de 260 mm a
través de siete pasadas, se formó una banda de lámina de un espesor
de 30 mm, y se obtuvo una bobina de lámina madre laminada en
caliente a partir de dicha banda de lámina empleando un rodillo de
laminado en tándem de siete pistas. La bobina de lámina madre fue
objeto de decapado químico, laminado en frío mediante rodillo en
tándem, revenido y segundo laminado en frío.
Cobre de 30 \mum de espesor fue metalizado
eléctricamente sobre la lámina de acero, formándose con dicha lámina
metalizada un tubo de laminado doble de 3,45 mm de diámetro mediante
un proceso convencional, tubo que fue sometido a trefilado al 5% y a
tratamiento térmico a 1.120ºC durante 20 segundos para soldar la
capa de metalizado de cobre.
La lámina de acero y el tubo de laminado doble
autosoldante resultantes fueron sometidos a las pruebas
siguientes:
- 1)
- Tamaño de grano de los cristales de ferrita, en sección transversal;
- 2)
- resistencia a la tracción mediante prueba de tracción estática;
- 3)
- reducción de área mediante prueba de tracción a baja temperatura (-40ºC) para evaluar la tenacidad, equivalente a la resistencia a la tracción por impacto a alta velocidad; y
- 4)
- prueba de inflexión (doblado a 180º).
En todas estas pruebas se emplearon
procedimientos generales de determinación de las propiedades
mecánicas, salvo que el tubo de laminado doble se utilizó sin
ninguna manipulación posterior.
Los resultados aparecen en la tabla 3. En cada
uno de los ejemplos de la presente invención, en los que los
contenidos de Nb y Ti en disolución están dentro de unos márgenes
adecuados, se observa que los granos de cristal no adquieren mayor
grosor después del calentamiento a alta temperatura, obteniéndose
suficiente resistencia y ductilidad, excelente tenacidad a baja
temperatura (trefilado, en la prueba de tracción), excelente
propiedad de manipulación de dobladura, y excelente permanencia de
la forma.
Cada uno de los aceros 12, 13 y 14 es duro, y no
se obtiene una forma satisfactoria con la lámina final de acero
laminada en frío, que presenta unas características de inflexión
pobres.
Una serie de bloques con la composición mostrada
en Nº 1 de la tabla 1 fueron laminados en caliente, decapados
químicamente, laminados en frío, sometidos a revenido y a un
segundo laminado en frío, en los términos mostrados en la tabla 4
(el proceso de enfriamiento fue igual que el del ejemplo 1) para
formar unas láminas de acero ultrafinas, laminadas en frío. Se
utilizó un acero convencional – con revenido estático, bajo
contenido carbono y desprovisto de aluminio - para fines
comparativos.
Se metalizó cobre sobre cada una de estas láminas
de acero, como en el ejemplo 1, para formar un tubo de laminado
doble.
La abrasión de los útiles (vida de los útiles)
empleados en la tubería fue evaluada junto con las pruebas del
ejemplo 1. Al evaluar la vida de los útiles, se aplicó una relación
relativa de 1 (acero con revenido estático, de bajo contenido
carbono y desprovisto de aluminio) para fines comparativos.
Los resultados de los experimentos se muestran en
la tabla 4. La tabla 4 demuestra que a cada una de las láminas de
acero blando según la presente invención le corresponde una vida de
útil igual a aproximadamente 1,5 veces la de la muestra
comparativa. En las muestras que contenían Nb y Ti en disolución
dentro del alcance de la presente invención, se controló eficazmente
el engrosamiento de la microestructura.
Según la anterior descripción, la lámina de acero
de la presente invención es blanda y tiene una baja resistencia a la
deformación, la cual reduce la abrasión de los útiles y
consecuentemente prolonga su vida. Según la presente invención, se
produce un tubo de laminado doble que, además de una excelente
capacidad de formación, tiene una excelente resistencia y tenacidad
debido al menor engrosamiento de los granos de ferrita.
Además, en la presente invención se aplica un
proceso de revenido continuo con el que se puede lograr una gran
eficiencia de producción y uniformidad en las propiedades
mecánicas.
Por consiguiente, con la presente invención se
puede producir, de manera eficaz y económica, un tubo de laminado
doble de alta calidad y gran hermeticidad.
Claims (2)
1. Una lámina de acero para tubos de laminado
doble dotada de una excelente propiedad de conformabilidad y una
excelente resistencia y tenacidad después de la conformabilidad y
tratamiento térmico del tubo, que comprende:
\dotable{\tabskip6pt#\hfil\+#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
C : \+ 0,0005 - 0,020% en peso,\cr Si : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr Mn : \+ 0,1 - 1,5% en peso,\cr P : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr S : \+ 0,02% en peso, o menos,\cr Al : \+ 0,100% en
peso, o menos, y\cr N : \+ 0,0050% en peso, o menos; y que además
comprende uno\cr \+ o dos de\cr Nb : \+ 0,003 - 0,040% en peso,
y\cr Ti : \+ 0,005 - 0,060% en peso, y opcionalmente uno o más\cr
\+ elementos seleccionados del grupo consistente en\cr B : \+
0,0005 - 0,0020% en peso,\cr Cu : \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Ni
: \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Cr : \+ 0,5% en peso, o menos, y\cr
Mo : \+ 0,5% en peso, o
menos,\cr}
estando el resto compuesto por Fe e impurezas
incidentales; siendo cada uno de los contenidos en exceso de Nb y
Ti, calculados en base a la asunción de que TiN, TiS, TiC y NbC se
han formado, dentro de lo posible, en ese orden, inferior a 0,005%
en peso, estando al menos uno de Nb y Ti presentes en estado de
solución sólida en cantidad de 0,005% en peso o más, y en el que el
tamaño del grano de cristal de la estructura de ferrita está en el
intervalo de 5 a 10 \mum.
2. Un procedimiento de fabricación de una lámina
de acero para tubos de laminado doble dotada de una excelente
propiedad de conformabilidad y una excelente resistencia y tenacidad
después de la formación y tratamiento térmico del tubo, que
comprende:
el laminado en caliente de un material de acero
que contiene
\dotable{\tabskip6pt#\hfil\+#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
C : \+ 0,0005 - 0,020% en peso,\cr Si : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr Mn : \+ 0,1 - 1,5% en peso,\cr P : \+ 0,02% en peso, o
menos,\cr S : \+ 0,02% en peso, o menos,\cr Al : \+ 0,100% en
peso, o menos, y\cr N : \+ 0,0050% en peso, o menos; y que además
comprende uno o dos de\cr Nb : \+ 0,003 - 0,040% en peso, y\cr Ti
: \+ 0,005 - 0,060% en peso, y opcionalmente uno o más\cr \+
elementos seleccionados del grupo consistente en\cr B : \+ 0,0005 -
0,0020% en peso,\cr Cu : \+ 0,5% en peso, o menos,\cr Ni : \+ 0,5%
en peso, o menos,\cr Cr : \+ 0,5% en peso, o menos, y\cr Mo : \+
0,5% en peso, o
menos,\cr}
\newpage
estando el resto compuesto por Fe e impurezas
incidentales, material de acero en el que cada uno de los contenidos
en exceso de Nb y Ti, calculados en base a la asunción de que TiN,
TiS, TiC y NbC se han formado, dentro de lo posible, en ese orden,
es inferior a 0,005% en peso, a una temperatura final de 1000 -
850ºC; enfriamiento a 750ºC o menos; laminado en frío; revenido
continuo a 650 - 800ºC durante 20 segundos o menos; y segundo
laminado en frío a un régimen de reducción del laminado de 20% o
menos.
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