ES2248434T3 - Lamina de acero inoxidable blando con una excelente trabajabilidad. - Google Patents
Lamina de acero inoxidable blando con una excelente trabajabilidad.Info
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Abstract
Lámina de acero inoxidable blando con una excelente trabajabilidad y forjabilidad en frío que tiene un índice de estabilidad de la austenita Md30, que se define mediante la fórmula (1), ajustado en un intervalo de -90 a -20, un índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI, que se define mediante la fórmula (2), ajustado en un valor no inferior a 30 y una concentración de Cu de los precipitados no superior al 1, 0% en masa, para mantener el contenido de Cu disuelto en la matriz en un 1, 0-4, 0% en masa, en la que un 70% en masa o más de las inclusiones no metálicas precipitadas en la matriz son MnOuSiO2uAl2O3 que contiene no menos del 15% en masa de SiO2 y no más del 40% en masa de Al2O3. Md30 (ºC) = 551-462(C+N)-9, 2Si-8, 1Mn-29(Ni+Cu)-13, 7Cr- 18, 5Mo (1) SFI (mJ/m2) = 2, 2Ni+6Cu-1, 1Cr-13Si-1, 2Mn+32 (2)
Description
Lámina de acero inoxidable blando con una
excelente trabajabilidad.
La presente invención se refiere a una lámina de
acero inoxidable blando que puede conformarse hasta una forma
objetivo con gran precisión dimensional sin que se produzca
agrietamiento, incluso en caso de embutición profunda de múltiples
fases o forjado en frío.
La aplicación de un acero inoxidable excelente en
su resistencia a la corrosión se ha extendido a diversos campos como
el deterioro del medio ambiente. Por ejemplo, un elemento de una
bomba hidráulica, que habitualmente está expuesto a una atmósfera
húmeda, se fabrica mediante cizallado de una lámina 1 de acero
inoxidable hasta un tamaño predeterminado, embutición y punzonado de
la lámina 1 cizallada, perforado de la lámina 1 punzonada, y
conformación mediante estirado de los bordes de la lámina 1
perforada para expandir una parte 2 perforada hacia un borde 3
expandido, tal como se muestra en la figura 1.
El acero inoxidable austenítico tal como el
SUS304 es un material muy superior en trabajabilidad al acero
inoxidable ferrítico. Sin embargo, cuando el acero inoxidable
austenítico se deforma plásticamente hasta una forma objetivo
mediante un trabajo riguroso, tal como se muestra en la figura 1, a
menudo se producen finas grietas, especialmente en el borde 3
expandido.
A pesar de que los inventores investigaron y
estudiaron condiciones de trabajo que permitan la conformación de
una lámina de acero inoxidable austenítico hasta una forma objetivo
sin la aparición de grietas finas, el agrietamiento no se eliminó
por completo mediante un mero control de las condiciones de trabajo.
Entonces, los inventores investigaron los efectos de los materiales
sobre la aparición de las grietas finas, y llegaron a la conclusión
de que el agrietamiento se produce supuestamente mediante el
siguiente mecanismo.
Al observar un producto fabricado mediante el
trabajo de una lámina de acero inoxidable austenítico, a menudo se
detecta martensita inducida por deformación. La generación de
martensita inducida por deformación es muy marcada en una parte
enormemente deformada, tal como un borde 3 expandido. Tal martensita
inducida por deformación endurece una lámina 1 de acero
inoxidable.
Cuando se trabaja (expande) posteriormente tal
parte enormemente deformada, se concentra una tensión de trabajo en
los límites de la martensita inducida por deformación, debido a la
diferencia en la resistencia a la deformación entre los granos de
austenita y la martensita inducida por deformación. La concentración
de una tensión de trabajo origina la aparición de microgrietas. Las
microgrietas se desarrollan por la distorsión introducida durante el
trabajo y se observan como grietas finas.
Las grietas finas degradan significativamente el
valor comercial de un producto, y también causan problemas en las
etapas subsiguientes. También resulta difícil instalar un elemento
defectuoso de este tipo en una bomba hidráulica. Además, las grietas
finas actúan como puntos de inicio de la corrosión, de modo que se
reduce la vida útil de una bomba hidráulica.
Las grietas finas también se detectan en un
producto que se fabrica por forjado en frío de una lámina de acero
inoxidable hasta una forma objetivo. Además, las demandas de mejora
en las propiedades del acero inoxidable, incluyendo la duración de
los troqueles de forjado, son cada vez más fuertes en consonancia
con la adopción de condiciones de forjado rigurosas.
Los documentos
US-A-5 571 343 y
EP-A-1 156 125 (documento más
antiguo según el Art. 54(3) CPE) dan a conocer láminas
blandas de acero inoxidable austenítico que tienen una buena
trabajabilidad y que se diferencian de la lámina de la invención al
menos en que no se especifica la composición de las inclusiones no
metálicas. La lámina de dicho documento US-A se
diferencia de la de la invención además por un índice de estabilidad
de la austenita Md_{30} que no se extiende a temperaturas tan
bajas como las de la invención.
La presente invención tiene como objetivo la
provisión de una lámina de acero inoxidable austenítico blando, que
se conforma hasta una forma objetivo sin ningún agrietamiento,
incluso con embutición profunda rigurosa o de múltiples fases,
forjado en frío, y que también es superior en su resistencia a la
corrosión.
Una lámina de acero inoxidable austenítico blando
recién propuesta por la presente invención tiene un índice de
estabilidad de la austenita Md_{30} que se define mediante la
fórmula (1), ajustado en un intervalo de -90 a -20, un índice de
capacidad de formación de defectos de apilado SFI que se define
mediante la fórmula (2), ajustado en un valor no inferior a 30
(preferiblemente de 35) y concentración de Cu de los precipitados no
superior al 1,0% en masa, para mantener el contenido de Cu disuelto
en la matriz en un 1,0-4,0% en masa.
- Md_{30} \ (^{o}C) = 551-462(C+N)-9,2Si-8,1Mn-29(Ni+Cu)-13,7Cr-18,5Mo
- {}\hskip1.5cm (1)
\vskip1.000000\baselineskip
- SFI \ (mJ/m^{2}) = 2,2Ni+6Cu-1,1Cr-13Si-1,2Mn+32
- {}\hskip1.6cm(2)
en las que no menos del 70% en masa
de las inclusiones no metálicas dispersas en la matriz se componen
preferiblemente de MnO \cdot SiO \cdot Al_{2}O_{3} que
contiene no menos de un 15% en masa de SiO_{2} y no más de un 40%
en masa de Al_{2}O_{3}, para mejorar la trabajabilidad. Además,
un exponente n de endurecimiento de trabajo, definido por una
pendiente de una curva de tensión real - deformación real detectada
mediante una prueba de tracción, y un alargamiento El detectada
mediante una prueba de tracción uniaxial, se ajustan preferiblemente
en 0,40-0,55 y no inferior al 50%, respectivamente,
para fabricar un producto sin la aparición de agrietamiento incluso
con embutición profunda de múltiples
fases.
Para el uso como producto de forjado en frío, la
lámina de acero se mejora en la capacidad de forjado en frío
ajustando una tensión real no superior a 1200 MPa con una
deformación real de 1,0 en una curva de tensión real - deformación
real obtenida mediante una prueba de compresión con una velocidad de
deformación de 0,01/segundo.
La lámina de acero inoxidable austenítica recién
propuesta consiste preferiblemente en hasta un 0,06% en masa de
(C+N), hasta un 2,0% en masa de Si, hasta un 5% en masa de Mn, un
15-20% en masa de Cr, un 5-9% en
masa de Ni, un 1-5% en masa de Cu, hasta un 0,003%
en masa de Al y siendo el resto esencialmente Fe, excepto impurezas
inevitables. La lámina de acero inoxidable austenítica puede
contener además al menos uno de hasta un 0,5% en masa de Ti, hasta
un 0,5% en masa de Nb, hasta un 0,5% en masa de Zr, hasta un 0,5% en
masa de V, hasta un 3,0% en masa de Mo, hasta un 0,03% en masa de B,
hasta un 0,02% en masa de REM (metales de tierras raras) y hasta un
0,03% en masa de Ca.
La figura 1 es una vista esquemática que explica
un procedimiento para fabricar un elemento de bomba.
La figura 2 es un gráfico que muestra el efecto
de cada elemento sobre el límite de elasticidad de un acero
inoxidable 17Cr-12Ni-0,8Mn.
La figura 3 es un gráfico que muestra el efecto
de cada elemento sobre la resistencia a la tracción de un acero
inoxidable 17Cr-12Ni-0,8Mn.
La figura 4 es un diagrama de flujo desde la
embutición hasta la expansión de una parte perforada.
La figura 5 es un gráfico que muestra el efecto
del índice de estabilidad de la austerita Md_{30} sobre la dureza
máxima de un borde perforado.
La figura 6 es un gráfico que muestra el efecto
del índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI
sobre la dureza máxima de un borde perforado.
La figura 7 es un gráfico que muestra el efecto
del índice de estabilidad de la austerita Md_{30} sobre una tasa
de expansión de un borde perforado.
La figura 8 es un gráfico que muestra el efecto
del índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI
sobre una tasa de expansión de un borde perforado.
La figura 9 es una vista en sección que ilustra
un producto forjado en frío obtenido en el ejemplo 4.
Los inventores han supuesto que la aparición de
agrietamiento durante la conformación de una lámina de acero
inoxidable austenítico se originó por la generación de martensita
inducida por deformación, así como por la diferencia en la
resistencia a la deformación entre los granos de austerita y la
martensita inducida por deformación. Teniendo en cuenta tal
suposición, los inventores han investigado y examinado los efectos
de las propiedades mecánicas sobre la generación de martensita
inducida por deformación.
La transformación de una fase austenítica en
martensita inducida por deformación se favorece por la deformación
de la redes cristalina de la fase austenítica debida a la tensión
introducida durante el trabajo y por la concentración de tensión en
varios precipitados dispersos en la fase austenítica.
La generación de la martensita inducida por
deformación se elimina mediante un diseño de aleación tal que
mantenga un índice de estabilidad de la austerita Md_{30}, que se
define mediante la fórmula (1), en un intervalo de -90 a -20. Sin
embargo, no se inhibe por completo ni el agrietamiento durante el
trabajo ni el endurecimiento mediante una mera estabilización de la
fase austenítica, especialmente en un procedimiento para fabricar un
producto con una gran deformación. Es decir, también se endurece la
fase austenítica restante por la introducción de deformación durante
el trabajo. El comportamiento de endurecimiento por trabajo, en este
caso, se ve influido por el aumento de dislocaciones en la fase
austenítica de estructura f.c.c. (cúbica centrada en las caras), y
se determina el grado de endurecimiento por trabajo por la aparición
de defectos de apilado.
La posibilidad de generar defectos de apilado
puede indicarse mediante un índice de capacidad de formación de
defectos de apilado SFI, definido mediante la fórmula (2)
anteriormente mencionada. Cuando el índice de capacidad de formación
de defectos de apilado SFI es pequeño, se acelera la aparición de
defectos de apilado incluso con poca energía, y la propagación de
las dislocaciones se suprime mediante los defectos de apilado. Como
consecuencia, se acumulan dislocaciones en la matriz y se endurece
una lámina de acero inoxidable austenítico por trabajo. El índice de
capacidad de formación de defectos de apilado SFI aumenta
considerablemente mediante la disolución de Cu en la matriz. A este
respecto, un elemento de aleación de Cu no es sólo un aditivo
alternativo que sustituye a Ni para ahorrar costes, sino que también
es un elemento eficaz para mejorar la conformabilidad y disminuir el
endurecimiento por trabajo durante la embutición rigurosa de
múltiples fases o forjado en frío.
El índice de estabilidad de la austenita
Md_{30} y el índice de capacidad de formación de defectos de
apilado SFI se ajustan de manera apropiada mediante un diseño de
aleación de una lámina de acero inoxidable austenítico. Lo más
importante es mantener una proporción de Cu disuelto en la matriz
del 1,0-4,0% en masa. La disolución de Cu en tal
proporción reduce notablemente el límite de elasticidad al 0,2% y la
resistencia a la tracción, tal como se indica en las figuras 2 y 3,
que muestran los efectos de cada elemento sobre la límite de
elasticidad y la resistencia a la tracción del acero inoxidable
17Cr-12Ni-0,8Mn, tal como se
notifica en ISIJ Internacional, Vol. 34 (1994), nº 9, págs.
764-772.
El efecto de Cu sobre el ablandamiento es mayor
que el de Ni. Según las investigaciones de los inventores sobre el
efecto del Cu, el Cu disuelto ejerce una gran influencia sobre el
ablandamiento del acero inoxidable, pero el Cu precipita de modo que
\varepsilon-Cu más bien degrada la trabajabilidad
del acero inoxidable. La concentración de Cu en la matriz o los
precipitados se detectan por análisis EDX de una muestra observada
por microscopia electrónica de transmisión (TEM).
El Cu disuelto puede ajustarse en una proporción
adecuada mediante el control de las condiciones de laminado y
tratamiento térmico durante la fabricación de una banda o lámina de
acero inoxidable. Por ejemplo, una proporción adecuada de Cu
disuelto se garantiza mediante el recocido de una banda laminada en
caliente o en frío a una temperatura de 1000ºC o superior. No existe
ninguna limitación del tiempo de calentamiento, siempre que la banda
se caliente a 1000ºC o superior.
La generación de martensita inducida por
deformación se suprime mediante el mantenimiento del índice de
estabilidad de la austenita Md_{30} en un intervalo de -120 a -10,
y la aparición de defectos de apilado se suprime mediante el
mantenimiento del índice de capacidad de formación de defectos de
apilado SFI en un valor no inferior a 30. Además, el endurecimiento
provocado por la generación de la martensita inducida por
deformación y también el endurecimiento de una fase austenítica
provocado por la acumulación de dislocaciones se suprimen mediante
el mantenimiento de Cu disuelto en una proporción del
1,0-4,0% en masa. En consecuencia, una lámina de
acero inoxidable austenítico puede deformarse plásticamente hasta
una forma objetivo sin degradación de la trabajabilidad y la
blandura.
El índice de estabilidad de la austenita
Md_{30} no superior a -20 garantiza la conformación del acero
inoxidable austenítico hasta una forma objetivo en condiciones de
trabajo estables, ya que el comportamiento de transformación hacia
martensita inducida por deformación apenas se ve influido por la
disminución a temperatura ambiente o por el aumento de la velocidad
de trabajo. Por otra parte, el ajuste del índice de estabilidad de
la austenita Md_{30} no inferior a -90 ahorra favorablemente
costes del acero, ya que no es necesario añadir en exceso formadores
de austerita tales como Ni, que es caro.
El exponente n de endurecimiento por trabajo en
un intervalo de 0,04-0,55 y el alargamiento El no
inferior al 50% también facilitan un proceso de embutición profunda
de múltiples fases para fabricar un producto sin grietas. El
exponente n de endurecimiento por trabajo y el alargamiento El
pueden ajustarse en niveles adecuados mediante el control de las
condiciones de laminado y tratamiento térmico durante la fabricación
de una banda de acero inoxidable.
El exponente n de endurecimiento por trabajo se
calcula como la pendiente de una curva de tensión real - deformación
real obtenida a partir de los datos de una prueba de tracción usando
una muestra, que se corta de una lámina de acero inoxidable a lo
largo de una dirección transversal que cruza la dirección de
laminado y se conforma para dar una probeta 13B regulada según la
norma JIS Z2201. El alargamiento El se detecta mediante la misma
prueba de tracción en la que se estira una muestra hasta la rotura y
las piezas rotas se ensamblan para medir el alargamiento de una
distancia entre puntos marcados.
Además, una lámina de acero inoxidable se deforma
plásticamente con facilidad durante el trabajo de prensado mediante
el ajuste de la tensión real en un nivel no superior a 1200 MPa con
una deformación real de 1,0 en una curva tensión real - deformación
real obtenida mediante una prueba de compresión con una velocidad de
deformación de 0,01/segundo. Dicho ajuste también es eficaz para la
larga duración de troqueles metálicos. En consecuencia, puede
fabricarse un producto forjado en frío con un coste económico.
Una lámina de acero inoxidable blando, que tiene
un exponente n de endurecimiento por trabajo en un intervalo de
0,40-0,55 y un alargamiento no inferior al 50%,
absorbe una deformación introducida durante el trabajo como
deformación plástica (por ejemplo, fluencia del metal). Además, la
blandura del acero inoxidable austenítico en sí mismo se mantiene
durante una operación secundaria debido al diseño de aleación
resistente a la generación de martensita inducida por deformación y
a la aparición de defectos de apilado. Por lo tanto, la lámina de
acero inoxidable puede aplicarse a un elemento de una bomba
hidráulica, tal como se muestra en la figura 1, pero también a la
carcasa de un motor o a un sensor fabricado mediante embutición
profunda de múltiples fases, y a un plafón de lámpara o similar
fabricado por embutición.
La trabajabilidad de la lámina de acero
inoxidable austenítico se mejora adicionalmente mediante la
conversión de inclusiones no metálicas precipitadas en una matriz en
MnO \cdot SiO_{2} \cdot Al_{2}O_{3} blando. El efecto de
las inclusiones no metálicas sobre la trabajabilidad se observa
evidentemente al convertir no menos de un 70% en masa de las
inclusiones no metálicas en MnO \cdot SiO_{2} \cdot
Al_{2}O_{3},que contiene no menos de un 15% en masa de SiO_{2}
y no más de un 40% en masa de Al_{2}O_{3}.
La inclusión de MnO \cdot SiO_{2} \cdot
Al_{2}O_{3} se genera por desoxidación de acero fundido con una
aleación de Si que contiene menos de un 1% en masa de Al en
presencia de escoria básica en una atmósfera de vacío o no oxidante.
La inclusión de MnO \cdot SiO_{2} \cdot Al_{2}O_{3},
diferente de galaxita dura (MnO \cdot Al_{2}O_{3}) que
contiene más del 40% en masa de Al_{2}O_{3}, generada en un
proceso de refinado común, se alarga como respuesta a la deformación
plástica de un acero inoxidable austenítico durante el trabajo, de
modo que no actúa como punto de inicio del agrietamiento.
La lámina de acero inoxidable austenítico recién
propuesta contiene preferiblemente hasta un 0,06% en masa de (C+N),
hasta un 2,0% en masa de Si, hasta un 5% en masa de Mn, un
15-20% en masa de Cr, un 5-9% en
masa de Ni, un 1,0-4,0% en masa de Cu, hasta un
0,003% en masa de Al y hasta un 0,005% en masa de S. La lámina de
acero inoxidable austenítico también puede contener al menos uno de
hasta un 0,5% en masa de Ti, hasta un 0,5% en masa de Nb, hasta un
0,5% en masa de Zr, hasta un 0,5% en masa de V, hasta un 3,0% en
masa de Mo, hasta un 0,03% en masa de B, hasta un 0,02% en masa de
REM (metales de tierras raras) y hasta un 0,03% en masa de Ca.
Aunque la composición mencionada anteriormente en
sí misma ya fue propuesta por el solicitante en el documento JP
9-263905 A1, se proporciona una nueva lámina de
acero inoxidable austenítico con buena conformabilidad mediante un
acondicionamiento adecuado del índice de estabilidad de la austenita
Md_{30} y del índice de capacidad de formación de defectos de
apilado SFI. La nueva lámina de acero inoxidable austenítico puede
conformarse hasta una forma objetivo sin grietas originadas por la
generación de martensita inducida por deformación ni por el
endurecimiento de una fase de austenita, para permitir la
fabricación de un producto con buena resistencia a la corrosión y
con precisión dimensional.
Los efectos de estos elementos de aleación serán
evidentes a partir de la explicación siguiente.
Al aumentar el contenido de C y N, una lámina de
acero inoxidable austenítico aumenta su límite de elasticidad al
0,2% y su dureza debido al endurecimiento de la disolución. C y N
endurecen de forma desfavorable la martensita inducida por
deformación y ejercen influencias negativas en la capacidad de
embutición profunda, en la conformabilidad por estirado de los
bordes, en la conformabilidad en una operación secundaria y en la
deformabilidad por compresión. Una adición excesiva de C también
origina la aparición de fracturas (denominadas "agrietamiento por
corrosión bajo tensión") en una parte enormemente deformada
durante la conformación por estirado de los bordes. Los defectos
originados por C y N se inhiben mediante el control de la proporción
total de C y N en un 0,06% en masa o
menos.
menos.
Si es un elemento de aleación derivado de un
agente desoxidante añadido al acero fundido durante la fabricación
del acero. Una adición excesiva de Si superior a un 2,0% en masa
endurece una lámina de acero inoxidable austenítico, acelera el
endurecimiento por trabajo, y degrada la conformabilidad en una
operación secundaria. El contenido de Si se controla preferiblemente
en no superior al 1,2% en masa (más preferiblemente no superior al
0,8% en masa), para aumentar el índice de capacidad de formación de
defectos de apilado SFI hasta un valor de 35 o más eficaz en la
supresión del endurecimiento por trabajo.
En la región en la que el contenido de Si supera
el 1,2% en masa, una lámina de acero inoxidable austenítico mejora
la resistencia al agrietamiento por corrosión bajo tensión, aunque
su trabajabilidad se degrada algo. Un diseño de aleación para
mantener un índice de capacidad de formación de defectos de apilado
SFI en un valor no inferior a 30, también es eficaz incluso en este
caso, para equilibrar adecuadamente la resistencia al agrietamiento
por corrosión bajo tensión con la conformabilidad en una operación
secundaria.
Al aumentar el contenido de Mn, apenas se genera
martensita inducida por deformación y se reducen el límite de
elasticidad al 0,2%, el grado de endurecimiento por trabajo y la
resistencia a la deformación por compresión. Sin embargo, una
adición excesiva de Mn superior al 5% en masa acelera el daño del
material refractario durante la fabricación del acero y la
generación de inclusiones que contienen Mn que actuarán como puntos
de inicio del agrietamiento durante el trabajo.
Cr es un elemento esencial para la mejora de la
resistencia a la corrosión, y su efecto sobre la resistencia a la
corrosión se observa de forma evidente con un contenido de Cr no
inferior al 15% en masa. La presencia conjunta de Ni intensifica el
efecto de Cr sobre la resistencia a la corrosión. Sin embargo, una
lámina de acero inoxidable austenítico se hace más dura y se
degradan de manera desfavorable su conformabilidad en una operación
secundaria, su capacidad de embutición profunda, su conformabilidad
por estirado de los bordes y su deformabilidad por compresión a
medida que aumenta el contenido de Cr. A este respecto, se determina
un límite superior del contenido de Cr de un 20% en masa.
Ni es un elemento de aleación eficaz para la
mejora de la resistencia a la corrosión, tal como la corrosión por
picado, en presencia conjunta con Cr. El efecto de Ni sobre la
resistencia a la corrosión se observa de forma evidente con un 5% en
masa o más. Al aumentar el contenido de Ni, un acero inoxidable
austenítico se ablanda y se mejora la conformabilidad en una
operación secundaria, el embutición profunda, la conformabilidad
por estirado de los bordes o la deformabilidad por compresión,
debido a la supresión del endurecimiento por trabajo originado por
la generación de martensita inducida por deformación. Sin embargo,
dado que una adición excesiva de Ni caro aumenta los costes del
acero, se determina un límite superior del contenido de Ni de un 9%
en masa, teniendo en cuenta el efecto sobre la trabajabilidad en
relación con el coste del acero.
Cu es un elemento de aleación que suprime el
endurecimiento por trabajo originado por la generación de martensita
inducida por deformación, ablanda una lámina de acero inoxidable
austenítico y mejora la conformabilidad en una operación secundaria,
la capacidad de embutición profunda, la conformabilidad por estirado
de los bordes y la deformabilidad por compresión. Estos efectos
normalmente se observan con un contenido de Cu no inferior al 1,0%
en masa. Es preferible la disolución de Cu en una matriz de acero
para realizar tales efectos, aunque la trabajabilidad más bien se
degrada a medida que aumentan los precipitados que contienen Cu. Una
proporción de precipitados que contienen Cu puede suprimirse
adecuadamente mediante el control de las condiciones de laminado y
tratamiento térmico. Puesto que Cu es un formador de austerita, el
contenido de Ni puede seleccionarse en un intervalo más amplio a
medida que aumenta el contenido de Cu. Por ejemplo, la adición de Cu
en una proporción del 2,0% en masa o más permite la reducción del
límite inferior del contenido de Ni próximo al 5% en masa. Sin
embargo, la adición excesiva de Cu superior al 4,9% ejerce
influencias negativas sobre la trabajabilidad en caliente de una
lámina de acero inoxidable austenítico.
El contenido de Al debería controlarse en un
valor non superior al 0,003% en masa, para convertir las inclusiones
no metálicas, que precipitan en una matriz de acero, en MnO \cdot
SiO_{2} \cdot Al_{2}O_{3} blando y con capacidad de
alargamiento. Si el contenido de Al supera el 0,003% en masa, se
generan con facilidad agrupaciones de Al_{2}O_{3} duras que
actuarán como puntos de inicio del agrietamiento durante el
trabajo.
La trabajabilidad en caliente de una lámina de
acero inoxidable austenítico en una etapa de laminado en caliente se
degrada si el contenido de S supera el 0,005% en masa. S también
ejerce influencias negativas sobre la conformabilidad en una
operación secundaria, la capacidad de embutición profunda, la
conformabilidad por estirado de los bordes y la deformabilidad por
compresión. La resistencia a la corrosión también se degrada, ya
que la dispersión de la inclusión de MnS en una matriz de acero se
acelera a medida que aumenta el contenido de S. El contenido de S se
controla preferiblemente en un valor no superior al 0,03% en masa,
para reducir las inclusiones de tipo A, especialmente de MnS, que
actúan como puntos de inicio de fractura en una etapa de trabajo
para expandir una parte perforada.
Ti, Nb, Zr y V son elementos opcionales que
suprimen el endurecimiento de una lámina de acero inoxidable
austenítico mediante la fijación de elementos de endurecimiento en
disolución tales como C y N, dando como resultado una mejora de la
conformabilidad en una operación secundaria, la capacidad de
embutición profunda, la conformabilidad por estirado de los bordes
y la deformabilidad por compresión. El efecto de estos elementos se
satura con un 0,5% en masa. El límite inferior de cada elemento se
determina preferiblemente en un 0,01% en masa, para convertir las
inclusiones no metálicas en MnO \cdot SiO_{2} \cdot
Al_{2}O_{3} blando.
Mo también es un elemento de aleación opcional
para la mejora de la resistencia a la corrosión. Sin embargo, una
adición excesiva de Mo provoca un aumento de la dureza y la
resistencia a la deformación por compresión, de modo que se
determinará un límite superior del contenido de Mo en un 3% en
masa.
B también es un elemento de aleación opcional
para la mejora de la trabajabilidad en caliente para inhibir el
agrietamiento durante el laminado en caliente. Sin embargo, una
adición excesiva de B más bien degrada la trabajabilidad en
caliente, de modo que se determinará un límite superior del
contenido de B en un 0,3% en masa.
\newpage
REM también es un elemento de aleación opcional
eficaz para la mejora de la trabajabilidad en caliente, al igual que
B. El efecto de REM se satura con un 0,02% en masa, pero una
adición excesiva de REM superior a un 0,02% en masa provoca el
endurecimiento y una mala trabajabilidad de una lámina de acero
inoxidable austenítico. El límite superior de REM es preferiblemente
de un 0,005% en masa, para convertir las inclusiones no metálicas en
MnO \cdot SiO_{2} \cdot Al_{2}O_{3}
blando.
blando.
Ca también es un elemento de aleación opcional
eficaz para la mejora de la trabajabilidad en caliente. El efecto de
Ca sobre la trabajabilidad en caliente se satura con un 0,03% en
masa, y una adición excesiva de Ca superior a un 0,03% en masa
provoca una mala pureza de un acero inoxidable austenítico. El
límite superior de Ca es preferiblemente de un 0,005% en masa, para
convertir las inclusiones no metálicas en MnO \cdot SiO_{2}
\cdot Al_{2}O_{3} blando.
Se refinó cada acero inoxidable que tiene una
composición mostrada en la tabla 1, se vació de forma continua para
dar un bloque y se laminó en caliente hasta un espesor de 3 mm a
una temperatura de extracción de 1230ºC. La banda de acero laminada
en caliente se recoció durante 1 minuto a 1150ºC, se decapó con un
ácido y entonces se laminó en frío hasta un espesor de 0,4 mm. A
continuación, la banda de acero laminada en frío se recoció durante
1 minuto a 1050ºC y se volvió a decapar.
Cada banda de acero laminada en frío fabricada de
esta manera tenía las propiedades mecánicas mostradas en la tabla
2.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
| Propiedades mecánicas de las láminas de acero inoxidable | ||||
| Clase de | Límite de | Resistencia a la | Dureza | Alargamiento* |
| acero | elasticidad al | tracción | Vickers | (%) |
| 0,2% (MPa) | (MPa) | (HV) | ||
| A de la | 220 | 511 | 111 | 55 |
| invención | ||||
| B | 222 | 502 | 109 | 52 |
| C | 274 | 637 | 160 | 57 |
| D | 339 | 631 | 154 | 46 |
| E | 288 | 626 | 130 | 55 |
| *valor medido por una prueba de tracción uniaxial |
Una pieza en bruto de 74 mm de diámetro se
cizalló a partir de cada lámina de acero inoxidable, y se embutió
hasta una altura de 7 mm con una presión de retención de la pieza
en bruto de 1 ton., usando un punzón cilíndrico de 33 mm de diámetro
con un radio de punzón de 3 mm y un troquel de 35 mm de diámetro
con un radio de troquel de 3 mm. Una abertura de 10 mm de diámetro
se formó entonces en la pieza en bruto embutida en su centro, y
entonces el borde 2 abierto se expandió en presencia de un aceite
lubricante que tenía una viscosidad de 60 mm^{2}/s (a 40ºC), tal
como se muestra en la figura 4, usando un punzón cilíndrico de 33
mm de diámetro con un radio de punzón de 3 mm y un troquel con
reborde de 35 mm de diámetro con un radio de troquel de 3 mm.
A continuación, se midió la dureza del borde 2
perforado, y se evaluó el endurecimiento de la pieza en bruto
producido por la perforación mediante el valor máximo de la dureza
medida.
Para evaluar cuantitativamente la conformabilidad
por estirado de los bordes, el borde 2 perforado se expandió
empujando un punzón en su interior hasta que se produjo
agrietamiento, se midió el diámetro de la abertura en la aparición
del agrietamiento, y se calculó una tasa de expansión crítica
ER_{cri}.(%) según la fórmula: ER_{cri}.=
(R_{1}-R_{0})/R_{0} x 100, en la que R_{0}
es el diámetro inicial de la abertura y R_{1} es el diámetro de
la abertura en la aparición del agrieta-
miento.
miento.
Los resultados se muestran en la tabla 3. Se
entiende que la dureza máxima del borde 2 expandido fue tan sólo de
310 HV para el acero A o 308 HV para el acero B (ejemplos de la
invención), mientras que la dureza máxima aumentó
significativamente hasta un valor de 360 HV o más para los aceros C
a E (ejemplos comparativos). No se detectaron grietas en el borde 2
expandido hasta que la tasa de expansión del borde 2 superó el 70%
para el acero A o el 69% para el acero B. Por el contrario,
aparecieron grietas en el borde 2 expandido incluso cuando
cualquiera de los aceros C a E se trabajaron con una tasa de
expansión bastante baja.
\vskip1.000000\baselineskip
| Dureza máxima de los bordes perforados y tasas de expansión críticas en respuesta a la clase de acero | ||
| Clase de acero | Dureza máxima de un | Una tasa de expansión |
| borde perforado (HV) | crítica (%) | |
| A de la invención | 310 | 70 |
| B | 308 | 69 |
| C | 362 | 52 |
| D | 381 | 47 |
| E | 390 | 43 |
Los resultados mostrados en la tabla 3 prueban
que la tasa de expansión crítica se reduce más a medida que se
endurece la lámina de acero por embutición profunda y perforación.
Una disminución de la tasa de expansión crítica significa la
limitación de una abertura definida por el borde expandido a un
diámetro pequeño.
Entonces, los inventores investigaron y
examinaron el efecto del índice de estabilidad de la austenita
Md_{30} sobre el endurecimiento por trabajo así como el efecto
del índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI
sobre el alargamiento. Para las investigaciones y exámenes, se
prepararon varias láminas de acero inoxidable cuyos índice de
estabilidad de la austenita Md_{30} e índice de capacidad de
formación de defectos de apilado SFI se variaron mediante el aumento
o la disminución de cada componente de aleación basándose en la
composición del acero A.
Una pieza en bruto cizallada a partir de cada
lámina de acero inoxidable se embutió de forma profunda, se perforó
y se expandió en las mismas condiciones mencionadas anteriormente.
Se investigaron la dureza máxima del borde 2 expandido y la tasa de
expansión crítica en relación con el índice de estabilidad de la
austenita Md_{30} y el índice de capacidad de formación de
defectos de apilado SFI. Los resultados se muestran en las figuras
5 a 8. Se entiende que se alcanzó una tasa de expansión mayor,
superior al 60%, mientras que se suprimió el aumento de la dureza
máxima del borde 2 expandido hasta un nivel no superior a 350 HV,
cuando el índice de estabilidad de la austenita Md_{30} se
controló en un intervalo de -90 a -20, y el índice de capacidad de
formación de defectos de apilado SFI se controló no inferior a
30.
Teniendo en cuenta estos resultados, una lámina
de acero inoxidable (que pertenece al acero A en la tabla 1) que
tiene un índice de estabilidad de la austenita Md_{30} de -37,8 y
un índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI de
43,2 se embutió hasta una altura de 7 mm, se perforó con un diámetro
de 26 mm y se añadió una rebaba para expandir un borde 2 hasta un
diámetro de 33 mm en las mismas condiciones mencionadas
anteriormente.
Se trabajaron 1000 piezas en bruto de esta
manera, sin la aparición de agrietamiento en los bordes 3
expandidos. Por lo tanto, las piezas en bruto se usaron
adecuadamente como elementos instalados en bombas hidráulicas. Por
otra parte, cuando se trabajaron en las mismas condiciones piezas en
bruto cizalladas a partir de láminas de acero inoxidable que
tienen, uno o ambos de un índice de estabilidad de la austenita
Md_{30} mayor de -20 y un índice de capacidad de formación de
defectos de apilado SFI inferior a 30, apareció inevitablemente el
agrietamiento en el borde 3
expandido.
expandido.
| Md_{30} | SFI | Tras la perforación | Tras la expansión | Número de | ||
| 0 | elementos | |||||
| defectuosos | ||||||
| (piezas/1000) | ||||||
| Dureza máxima | Dureza máxima | Presencia | ||||
| (HV) de un borde | (HV) de un borde | de grietas | ||||
| perforado | expandido | |||||
| -38 | 43 | 310 | 357 | No | 0 | |
| -28 | 21 | 361 | 441 | Si | 113 | |
| fuera | -18 | 20 | 381 | 446 | Si | 204 |
| de la | -2 | 32 | 392 | 453 | Si | 831 |
| invención | -5 | 38 | 390 | 452 | Si | 797 |
| -88 | 42 | 302 | 351 | no | 0 | |
| Fuera de la | -93 | 29 | 294 | 350 | Si | 76 |
| invención | ||||||
| -42 | 41 | 315 | 363 | no | 0 | |
| -37 | 29 | 357 | 438 | Si | 37 |
\newpage
Se refinó cada acero inoxidable que tiene la
composición mostrada en la tabla 5, se vertió de forma continua
para dar un bloque, se laminó en caliente hasta un espesor de 3 mm
a una temperatura de extracción de 1230ºC. Después, la banda de
acero laminada en caliente se recoció durante 1 minuto a 1150ºC, se
decapó y se laminó en frío hasta un espesor de 0,4 mm. A
continuación, la banda de acero laminada en frío se recoció como
acabado durante 1 minuto a 1050ºC y entonces se decapó de nuevo.
Una pieza en bruto cizallada a partir de cada
banda de acero se observó a través de un microscopio y se midieron
las concentraciones de SiO_{2} y Al_{2}O_{3} de las
inclusiones no metálicas precipitadas en una matriz de acero por
análisis EPMA. Los resultados se muestran en la tabla 6, junto con
el índice de estabilidad de la austenita Md_{30} y el índice de
capacidad de formación de defectos de apilado SFI. La concentración
de Cu de los precipitados, que se midió por análisis EDX en un
campo visual de TEM, también se muestra en la tabla 6. Por otra
parte, la tabla 7 muestra las propiedades mecánicas de cada lámina
de acero inoxidable.
| Acero | Md_{30} | SFI | Inclusiones no | Concentración de cu | ||
| nº | metálicas | de los precipitados | ||||
| (% en masa) | ||||||
| Concentración de SiO_{2} | Concentración de Al_{2}O_{3} | |||||
| (% en masa) | (% en masa) | |||||
| 1 | -30,4 | 43,9 | 93 | 5 | 0,1 | |
| 2 | -46,9 | 35,8 | 77 | 8 | 0,3 | |
| 3 | -65,1 | 39,3 | 65 | 21 | 0,1 | |
| 4 | -34,9 | 34,9 | 31 | 32 | 0,2 | |
| 5 | -27,7 | 34,7 | 45 | 29 | 0,5 | |
| Fuera de | 6 | -13,6 | 35,0 | 60 | 5 | 0,1 |
| la invención | 7 | -99,5 | 34,6 | 52 | 18 | 0,1 |
| 8 | -20,9 | 34,9 | 17 | 5 | 0,3 | |
| 9 | -39,5 | 34,5 | 33 | 21 | 0,1 | |
| 10 | -54,9 | 35,0 | 25 | 13 | 0,1 | |
| 11 | -41,7 | 34,7 | 85 | 5 | 0,1 | |
| 12 | -41,2 | 46,4 | 96 | 2 | 0,8 | |
| Fuera de la | 13 | -91,3 | 35,2 | 98 | 1 | 0,3 |
| invención | ||||||
| 14 | -38,5 | 40,1 | 61 | 12 | 0,4 | |
| 15 | -42,7 | 38,9 | 74 | 13 | 0,7 | |
| 16 | -36,5 | 35,2 | 82 | 14 | 0,2 | |
| Fuera de la | 17 | -16,0 | 37,9 | 65 | 31 | 0,2 |
| invención | ||||||
| 18 | -72,4 | 37,2 | 42 | 28 | 0,1 | |
| 19 | -46,4 | 35,5 | 33 | 11 | 0,2 |
\vskip1.000000\baselineskip
| Propiedades mecánicas de cada acero inoxidable | |||||
| Acero | Límite de | Resistencia | Dureza | Alargamiento | Exponente n de |
| nº | elasticidad | a la tracción | Vickers | El (%) | endurecimiento |
| al 0,2% (MPa) | (MPa) | (HV) | por trabajo | ||
| 1 | 195 | 489 | 112 | 64 | 0,40 |
| 2 | 203 | 512 | 123 | 63 | 0,48 |
| 3 | 225 | 530 | 108 | 65 | 0,44 |
| 4 | 264 | 652 | 151 | 61 | 0,52 |
| Acero | Límite de | Resistencia | Dureza | Alargamiento | Exponente n de |
| nº | elasticidad | a la tracción | Vickers | El (%) | endurecimiento |
| al 0,2% (MPa) | (MPa) | (HV) | por trabajo | ||
| 5 | 288 | 671 | 158 | 59 | 0,51 |
| 6 | 210 | 514 | 131 | 63 | 0,41 |
| 7 | 291 | 675 | 165 | 61 | 0,43 |
| 8 | 203 | 531 | 118 | 58 | 0,41 |
| 9 | 201 | 525 | 121 | 53 | 0,49 |
| 10 | 281 | 551 | 158 | 56 | 0,51 |
| 11 | 295 | 581 | 171 | 61 | 0,42 |
| 12 | 216 | 4098 | 131 | 65 | 0,43 |
| 13 | 222 | 501 | 125 | 66 | 0,40 |
| 14 | 198 | 533 | 121 | 65 | 0,41 |
| 15 | 234 | 541 | 126 | 61 | 0,46 |
| 16 | 241 | 581 | 131 | 68 | 0,44 |
| 17 | 218 | 602 | 138 | 62 | 0,42 |
| 18 | 205 | 591 | 118 | 59 | 0,40 |
| 19 | 198 | 570 | 113 | 58 | 0,41 |
| *Valor medido por una prueba de tensión uniaxial |
Se cizalló una pieza en bruto de 74 mm a partir
de cada lámina de acero inoxidable y se embutió hasta una altura de
7 mm con una presión de supresión de arrugas de 1 ton., usando un
punzón cilíndrico de 33 mm de diámetro con un radio de punzón de 3
mm y un troquel de 35 mm de diámetro y un radio del troquel de 3 mm.
La pieza en bruto embutida se perforó con una abertura de 26 mm de
diámetro en su base central, y luego se añadió una rebaba para
expandir la parte 2 perforada en presencia de un aceite lubricante
que tenía una viscosidad de 60 mm^{2}/s (a 40ºC) usando un punzón
cilíndrico de 33 mm de diámetro con un radio de punzón de 3 mm y un
troquel de 35 mm de diámetro con un radio de troquel de 3 mm, tal
como se muestra en la figura 1.
Se observó cada pieza en bruto para investigar su
trabajabilidad según la aparición de agrietamiento en el borde 3
expandido.
Además, después de pulverizar de forma continua
una disolución de NaCl al 5% a 35ºC durante 1000 horas a cada pieza
en bruto, se observó una superficie de cada pieza en bruto a través
de un microscopio óptico para medir la profundidad de la corrosión
por picado en 30 puntos. La resistencia al picado se evaluó según
una profundidad máxima de corrosión por picado entre los valores
medidos.
Los resultados se muestran en la tabla 8. Se
entiende que los aceros nº 1 a 3 son materiales adecuados para un
elemento de bomba, que deben fabricarse mediante un proceso
riguroso de embutición profunda de múltiples fases, ya que los
aceros nº 1 a 3 se conformaron hasta una forma objetivo sin la
aparición de agrietamiento y se suprimió una profundidad máxima de
corrosión por picado en menos de 0,1 mm.
Por otra parte, un elemento de bomba compuesto
por el acero nº 4 que contenía más del 0,06% en masa de (C+N) tuvo
el defecto de que se produjo un estrangulamiento del borde 3
expandido, a pesar de que su resistencia al picado fue suficiente.
Un elemento de bomba compuesto por el acero nº 5 que contenía mucho
más (C+N) implicó numerosas grietas en el borde 3 expandido, y
también se produjo un agrietamiento por corrosión bajo tensión 20
horas después de la expansión. El acero nº 5 tuvo una mala
resistencia al picado, tal como se indica por la profundidad máxima
de corrosión por picado superior a 0,1 mm.
\newpage
Un elemento de bomba compuesto por el acero nº 6
que contenía menos de un 16% en masa de Cr tuvo una buena
conformabilidad por estirado de los bordes, pero una mala
resistencia al picado, tal como se indica por la profundidad máxima
de corrosión por picado superior a 0,1 mm. Cuando el acero nº 7 que
contenía más del 20% en masa de Cr se conformó para dar un elemento
de bomba, se produjeron numerosas grietas en un borde 3 expandido
mediante conformación por estirado de los bordes.
El acero nº 8 que contenía más de un 0,005% en
masa de S tuvo una buena resistencia al picado, pero no pudo
conformarse para dar un elemento de bomba, puesto que se produjo un
estrangulamiento en un borde 3 expandido mediante conformación por
estirado de los bordes. El acero nº 9 tampoco pudo conformarse para
dar un elemento de bomba debido a la misma conformación defectuosa
que la del acero nº 8, y su resistencia al picado fue inferior tal
como se indica por la profundidad máxima de corrosión por picado
superior a 0,1 mm.
Cualquiera de los demás aceros nº 10 y 12 a 19,
que contenían uno o varios de Mo, V, Al, Ti, Nb, Zr, V, Ca y REM en
una proporción definida por la presente invención, fue superior
tanto en la conformabilidad por estirado de los bordes como en la
resistencia al picado, de modo que se conformó para dar un elemento
de bomba sin grietas en el borde 3 expandido. Sin embargo, cuando
se conformó para dar un elemento de bomba el acero nº 11 que
contenía más del 3% en masa de Mo, se detectó la aparición de
agrietamiento en un borde 3 expandido mediante conformación por
estirado de los bordes.
| Trabajabilidad y resistencia al picado de cada acero | |||
| Acero | Condición de un borde | Profundidad máxima (mm) | Evaluación |
| nº | expandido | de corrosión por picado | integrada |
| 1 | Buena | 0,02 | \bigcirc |
| 2 | Buena | 0,03 | \bigcirc |
| 3 | Buena | 0,02 | \bigcirc |
| 4 | Estrangulamiento | 0,07 | X |
| 5 | Agrietamiento por | 0,12 | X |
| corrosión bajo tensión | |||
| 6 | Buena | 0,22 | X |
| 7 | Agrietamiento | 0,03 | X |
| 8 | Estrangulamiento | 0,06 | X |
| 9 | Estrangulamiento | 0,15 | X |
| 10 | Buena | 0,03 | \bigcirc |
| 11 | Agrietamiento | 0,04 | X |
| 12 | Buena | 0,02 | \bigcirc |
| 13 | Buena | 0,05 | \bigcirc |
| 14 | Buena | 0,01 | \bigcirc |
| 15 | Buena | 0,01 | \bigcirc |
| 16 | Buena | 0,02 | \bigcirc |
| 17 | Buena | 0,04 | \bigcirc |
| 18 | Buena | 0,06 | \bigcirc |
| 19 | Buena | 0,06 | \bigcirc |
Se refinó cada acero inoxidable que tenía la
composición mostrada en la tabla 9, se vertió de forma continua
para dar un bloque, se laminó en caliente hasta un espesor de 5 mm
a una temperatura de extracción de 1230ºC. Después de que la banda
de acero laminada en caliente se recociera durante 1 minuto a
1100ºC, se decapó.
Se tomó como muestra una probeta columnar de 3,0
mm de diámetro exterior y 4 mm de altura de cada lámina de acero
inoxidable. La probeta se comprimió con una velocidad de
deformación de 0,01/segundo a lo largo de una dirección axial de la
columna, para investigar la relación de la deformación real con la
tensión real durante la deformación por compresión.
La tabla 10 muestra un valor para la tensión real
con una deformación real de 1,0 en el periodo de tiempo en el que
la altura de cada probeta se redujo un 60% en comparación con la
altura original. Se entiende que los aceros A y B de la invención
mostraron una resistencia a la deformación (representada por la
tensión real) inferior a 1200 MPa, mientras que la resistencia a la
deformación de cada acero C a E comparativo fue bastante superior a
1200 MPa. Una probeta del acero F comparativo se agrietó en su
lateral antes de que la deformación real alcanzase 1,0 y su
deformabilidad empeoró.
| Deformabilidad por compresión del acero inoxidable | |||
| Clase de | Una tensión | Evaluación de la | NOTA |
| acero | real (MPa) | deformabilidad por | |
| compresión | |||
| A | 1045 | buena | Ejemplos de |
| B | 1035 | buena | la invención |
| C | 1456 | mala | |
| D | 1376 | mala | Ejemplos |
| E | 1429 | mala | comparativos |
| mala (agrietado antes | |||
| F | (no detectable) | de completarse la | |
| compresión) |
Se refinó cada acero inoxidable que tenía la
composición mostrada en la tabla 9, se vertió de forma continua
para dar un bloque, se laminó en caliente hasta un espesor de 5 mm
a una temperatura de extracción de 1230ºC. Cada banda de acero
laminada en caliente se recoció a 1100ºC durante 1 minuto, se decapó
y entonces se laminó en frío hasta un espesor de 2 mm. La banda de
acero laminada en frío se recoció a 1050ºC durante 1 minuto y
entonces se decapó.
Se tomaron como muestra muchas probetas de 1 m de
anchura y 2 m de longitud de cada banda de acero laminada en frío y
recocida, y se prensaron de forma continua para dar una forma de
sección transversal con refuerzo, tal como se muestra en la figura
9. La altura de la parte convexa de la probeta se midió para la
evaluación de la deformabilidad, después se repitió el prensado en
1000 probetas. Los resultados de la prueba se muestran en la tabla
11, junto con el índice de estabilidad de la austenita Md_{30},
el índice de capacidad de formación de defectos de apilado SFI y la
proporción de Cu disuelto en una matriz de cada acero
inoxidable.
Se entiende, a partir de la tabla 11, que un
producto forjado en frío fabricado a partir de los aceros A y B de
la invención, que tenían índices de estabilidad de la austenita
Md_{30} en un intervalo de -90 a -20, índices de capacidad de
formación de defectos de apilado SFI no inferiores a 30 y
proporciones de Cu disuelto no inferiores al 1,0% en masa, tenían
una altura de 1 mm o superior en las partes convexas, incluso
después de repetir el prensado 1000 veces. De modo que la altura
tenía un valor de un 80% o más en comparación con la altura
predeterminada.
Por otra parte, cualquiera de los productos
forjado en frío fabricados a partir del acero C comparativo que
tenía un índice de estabilidad de la austenita Md_{30} superior a
-10 y el índice de capacidad de formación de defectos de apilado
SFI inferior a 30, el acero D comparativo que tenía un índice de
capacidad de formación de defectos de apilado SFI inferior a 30 y el
acero E comparativo que tenía una estructura que precipita que
contiene Cu en una proporción superior al 1,0% en masa, fue
inferior a 1 mm en la parte convexa después de prensado 1000 veces.
Tal altura inferior fue un valor inferior al 80% en comparación con
la altura predeterminada. La disminución de la altura significa una
abrasión significativa de los troqueles metálicos, y demuestra una
duración corta de los troqueles metálicos. Cuando se prensaron las
probetas que se tomaron como muestra del acero F comparativo, no se
prensaron hasta la forma objetivo debido a la aparición de grietas
en la parte convexa desde el principio del trabajo de prensado.
| Clase | Índice de | Índice de capacidad | Cu | Forma del producto forjado en frío | ||
| de | estabilidad de la | de formación de | disuelto | después de prensado 1000 veces | ||
| acero | austenita Md_{30} | defectos de apilado SFI | (% en masa) | |||
| Altura (mm) | Proporción (%) | Valoración | ||||
| en la parte | hasta una altura | |||||
| convexa | predeterminada | |||||
| A | -38 | 43 | 2,9 | 1,24 | 99 | \bigcirc |
| B | -25 | 31 | 1,9 | 1,22 | 98 | \bigcirc |
| C | 13 | 23 | 0,2 | 0,76 | 61 | X |
| D | -11 | 22 | 0,1 | 0,83 | 66 | X |
| E | -91 | 41 | 1,8 | 0,82 | 66 | X |
| F | -135 | 54 | 3,9 | agrietado desde el inicio | X | |
| del trabajo de prensado |
La lámina de acero inoxidable blando recién
propuesta por la presente invención se deforma plásticamente
incluso con una tasa de trabajo enorme sin la acumulación local de
esfuerzos de deformación ni aumento de la dureza provocados por la
generación de martensita inducida por deformación y el
endurecimiento de la fase austenítica, debido a un diseño de
aleación para suprimir la generación de martensita inducida por
deformación y el endurecimiento de la fase austenítica, tal como se
ha mencionado anteriormente. Como consecuencia, la lámina de acero
inoxidable puede conformarse para dar una forma objetivo con un
alargamiento suficiente, y se suprimen defectos tales como grietas
incluso durante la embutición profunda rigurosa o de múltiples
fases. La lámina de acero inoxidable también puede forjarse en frío
para dar una forma objetivo con un daño menor de los troqueles
metálicos, debido a la disminución de la resistencia a la
deformación por compresión.
Claims (5)
1. Lámina de acero inoxidable blando con una
excelente trabajabilidad y forjabilidad en frío que tiene un índice
de estabilidad de la austenita Md_{30}, que se define mediante la
fórmula (1), ajustado en un intervalo de -90 a -20, un índice de
capacidad de formación de defectos de apilado SFI, que se define
mediante la fórmula (2), ajustado en un valor no inferior a 30 y
una concentración de Cu de los precipitados no superior al 1,0% en
masa, para mantener el contenido de Cu disuelto en la matriz en un
1,0-4,0% en masa, en la que un 70% en masa o más de
las inclusiones no metálicas precipitadas en la matriz son MnO
\cdot SiO_{2} \cdot Al_{2}O_{3} que contiene no menos del
15% en masa de SiO_{2} y no más del 40% en masa de
Al_{2}O_{3}.
- Md_{30} \ (^{o}C) = 551-462(C+N)-9,2Si-8,1Mn-29(Ni+Cu)-13,7Cr-18,5Mo
- {}\hskip1.5cm (1)
- SFI \ (mJ/m^{2}) = 2,2Ni+6Cu-1,1Cr-13Si-1,2Mn+32
- {}\hskip1.6cm (2)
2. Lámina de acero inoxidable blando según la
reivindicación 1, que consiste en hasta un 0,06% en masa de (C+N),
hasta un 2,0% en masa de Si, hasta un 5% en masa de Mn, un
15-20% en masa de Cr, un 5-9% en
masa de Ni, un 1,0-4,0% en masa de Cu, hasta un
0,003% en masa de Al y hasta un 0,005% en masa de S y siendo el
resto Fe, excepto impurezas inevitables.
3. Lámina de acero inoxidable blando según la
reivindicación 2, que además contiene al menos uno de hasta un 0,5%
en masa de Ti, hasta un 0,5% en masa de Nb, hasta un 0,5% en masa de
Zr, hasta un 0,5% en masa de V, hasta un 3,0% en masa de Mo, hasta
un 0,03% en masa de B, hasta un 0,02% en masa de REM (metales de
tierras raras) y hasta un 0,03% en masa de Ca.
4. Lámina de acero inoxidable blando según
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que tiene un exponente n
de endurecimiento por trabajo que corresponde a una pendiente de
una curva tensión real - deformación real detectada mediante una
prueba de tracción en un intervalo de 0,40-0,55 y
un alargamiento El detectado mediante una prueba de tracción
uniaxial no inferior al 50%.
5. Lámina de acero inoxidable blando según una
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, que tiene una tensión
real de 1200 MPa o menos con una deformación real de 1,0 en una
curva de tensión real - deformación real obtenida mediante una
prueba de compresión a una velocidad de deformación de
0,01/segundo.
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