ES2254752T3 - Procedimiento de fabricacion de tubos soldados y tubo asi obtenido. - Google Patents
Procedimiento de fabricacion de tubos soldados y tubo asi obtenido.Info
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Abstract
Procedimiento de fabricación de un tubo soldado, del tipo que comprende una etapa final de estirado o de hidroformado, caracterizado porque: - se procede a la elaboración de una aleación de composición, expresada en porcentajes ponderales: - C < 2%; - Mn comprendido entre 10 y 40%, con Mn% > 21, 66 ¿ 9, 7 C%; - Si < 5%, preferentemente < 1%, óptimamente < 0, 5%; - S < 0, 3%, preferentemente < 0, 05%, óptimamente < 0, 01%; - P < 0, 1%, preferentemente < 0, 05%; - Al < 5%, preferentemente < 0, 1%, óptimamente < 0, 03%; - Ni < 5%, preferentemente < 2%; - Mo < 5%, preferentemente < 1%; - Co < 3%, preferentemente < 1%; - W < 2%, preferentemente < 0, 5%; - Cr < 5%, preferentemente < 1%; - Nb < 1%, preferentemente < 0, 1%; - V < 1%, preferentemente < 0, 1%; - Cu < 5%, preferentemente < 1%; - N < 0, 2%, preferentemente < 0, 1%, óptimamente < 0, 05%; - Sn < 0, 5%, preferentemente < 0, 1%; - Ti < 1%, preferentemente < 0, 1%; - B < 0, 1%, preferentemente < 0, 01%; - cada uno de los contenidos en Ca yMg < 0, 1%, preferentemente < 0, 01%; - cada uno de los contenidos en As y Sb < 0, 1%, preferentemente < 0, 05%; - se procede seguidamente a la colada de un semi- producto a partir de esta aleación, a) bien sea en forma de un lingote que experimenta seguidamente un desbaste por laminado en caliente para transformarlo en llantón, bien sea directamente en forma de un llantón siendo seguidamente laminado dicho llantón en caliente en forma de una cinta y luego bobinada, b) bien sea en forma de una cinta delgada; - se procede seguidamente a un decapado de la cinta si esta está oxidada en la superficie; - se procede por último a la fabricación del tubo soldado por formación progresiva de una chapa cortada a partir de la cinta precedente para llevar sus bordes hasta su acercamiento, y luego mediante soldadura de los indicados bordes, luego mediante eliminación del cordón de soldadura, y luego por estirado en frío o hidroformado.
Description
Procedimiento de fabricación de tubos soldados y
tubo así obtenido.
La invención se refiere a la siderurgia. Más
precisamente, la invención se refiere a la fabricación de tubos
soldados, generalmente de pequeñas dimensiones, terminándose esta
fabricación por una etapa de conformación definitiva por estirado o
hidroformado.
Se pueden utilizar una variedad de tonalidades
muy grande de acero para realizar tubos soldados de pequeñas
dimensiones, es decir de algunos centímetros de diámetro,
típicamente de 2 a 10 cm, y de algunos milímetros de espesor,
típicamente del orden de 5 mm. Para aplicaciones que no necesitan
propiedades particulares para el producto final, tales como los
tubos de andamiaje, se utilizan habitualmente aceros al carbono y al
manganeso de baja gama. Para aplicaciones más exigentes destinadas,
por ejemplo, al mercado del automóvil, se utilizan aceros más
complejos. Los tubos de escape, por ejemplo, se realizan en acero
inoxidable, ferrítico o austenítico, cuyas propiedades se ajustan
jugando con las condiciones de recocido, batido en frío y estirado,
o en acero al carbono aluminizado. Las piezas de estructura de
automóviles, de pesos pesados y de material ferroviario son
clásicamente aceros al carbono-manganeso de
estructura ferrito-perlítica de elevada resistencia,
que comprenden hasta un 0,2% de carbono y de un 1,5% a un 2% de
manganeso, experimentando estos aceros un estirado y luego un
recocido de normalización. Se pueden igualmente utilizar aceros
laminados en caliente de elevada resistencia de estructura
ferrito-bainitica o aceros laminados en caliente de
doble fase de estructura ferrito-martensitica, o
aceros laminados en frío de doble fase. Todos estos aceros pueden
alcanzar precios elevados, menos en cuanto al coste de su materia
prima que del coste de las múltiples operaciones de recocido y de
conformación que deben experimentar.
El fin de la invención es proporcionar a los
fabricantes y usuarios de pequeños tubos soldados, particularmente
en la industria automóvil, un procedimiento de fabricación económico
que conduzca a la realización de productos que presenten
características mecánicas elevadas.
A este respecto, la invención tiene por objeto un
procedimiento de fabricación de un tubo soldado, del tipo que
comprende una etapa final de estirado o de hidroformado,
caracterizado porque:
- se procede a la elaboración de una aleación de
composición, expresada en porcentajes ponderales:
- -
- C \leq 2%;
- -
- Mn comprendido entre 10 y 40%, con Mn% > 21,66 - 9,7 C%;
- -
- Si \leq 5%, preferentemente \leq 1%, óptimamente \leq 0,5%;
- -
- S \leq 0,3%, preferentemente \leq 0,05%, óptimamente \leq 0,01%;
- -
- P \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,05%;
- -
- Al \leq 5%, preferentemente \leq 0,1%, óptimamente \leq 0,03%;
- -
- Ni \leq 5%, preferentemente \leq 2%;
- -
- Mo \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- Co \leq 3%, preferentemente \leq 1%;
- -
- W \leq 2%, preferentemente \leq 0,5%;
- -
- Cr \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- Nb \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- V \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- Cu \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- N \leq 0,2%, preferentemente \leq 0,1%, óptimamente \leq 0,05%;
- -
- Sn \leq 0,5%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- Ti \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- B \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,01%;
- -
- cada uno de los contenidos en Ca y Mg \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,01%;
- -
- cada uno de los contenidos en As y Sb \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,05%;
- se procede seguidamente a la colada de un
semi-producto a partir de esta aleación,
- a)
- bien sea en forma de un lingote que experimenta seguidamente un desbaste por laminado en caliente para transformarlo en llantón, o bien en forma de un llantón para ser seguidamente laminado en caliente en forma de una cinta y luego bobinado,
- b)
- bien sea en forma de una cinta delgada;
- se procede seguidamente a un decapado de la
cinta si esta está oxidada en la superficie;
- se procede por último a la fabricación del tubo
soldado por formación progresiva de una chapa cortada a partir de
la cinta precedente para llevar sus bordes hasta su acercamiento, y
luego mediante soldadura de los indicados bordes, luego mediante
eliminación del cordón de soldadura, y luego por estirado en frío o
hidroformado.
De preferencia, el contenido en carbono de la
aleación se encuentra comprendido entre 0 y 1,2% y el contenido en
manganeso de la aleación se encuentra comprendido entre 10 y
35%.
Aún más preferentemente, el contenido en carbono
de la aleación se encuentra comprendido entre 0,2 y 1,2%, y el
contenido en manganeso de la aleación se encuentra comprendido entre
10 y 30%.
Muy ventajosamente, el contenido en carbono de la
aleación se encuentra comprendido entre 0,2 y 0,8%, y el contenido
en manganeso de la aleación se encuentra comprendido entre un 15 y
un 30%.
Óptimamente, el contenido en carbono de la
aleación se encuentra comprendido entre el 0,4 y el 0,8%, y el
contenido en manganeso de la aleación se encuentra comprendido entre
el 20 y el 24%.
El laminado en caliente puede ser precedido
mediante un recalentamiento realizado a una temperatura que no
sobrepasa los 80% por debajo de la temperatura del sólido de la
aleación.
El laminado en caliente puede ser precedido por
un calentamiento realizado a una temperatura en la cual no se
provoca la precipitación de nitruros de aluminio.
La temperatura de final de laminado en caliente
es de preferencia superior o igual a los 900ºC.
La temperatura de bobinado después del laminado
en caliente es de preferencia inferior o igual a los 450ºC.
Se puede realizar un recocido seguido de un
hipertemplado de la cinta laminada en caliente bobinada, siendo el
indicado recocido realizado en unas condiciones que permiten la
reposición en solución de los carburos y evitando su precipitación
en el refrigeramiento.
Después del laminado en caliente y eventual
recocido seguido de un hipertemplado, se puede proceder a un
laminado en frío de la cinta, con un porcentaje de reducción mínimo
del 25%, precedido de un decapado.
El porcentaje de reducción del espesor de la
cinta durante el primer pase del laminado en frío de la cinta es de
preferencia de al menos un 25%.
Se puede proceder a un recocido de cristalización
de la cinta a una temperatura de 600 a 1200ºC durante 1 segundo a 1
hora.
La invención tiene igualmente por objeto un tubo
soldado producido por el procedimiento precedente.
Como se habrá comprendido, la invención consiste
primeramente en utilizar una aleación de
hierro-carbono-manganeso de
composición determinada, y en hacerla experimentar una serie de
tratamientos termomecánicos, antes de su etapa de conformación en
tubos, que le proporcionan las propiedades mecánicas deseadas.
Estas aleaciones presentan, en efecto, una fuerte
capacidad de batido en frío que les permite asociar, al inicio de
estos tratamientos, una resistencia muy elevada (hasta 1200 MPa) con
una ductilidad elevada (traduciéndose por un porcentaje de
alargamiento a la ruptura que llega hasta un 90%). Presentan por
consiguiente las características deseadas para la realización de
tubos de pequeño tamaño tales como los utilizados por la industria
del automóvil para constituir, gracias a su resistencia elevada,
piezas de refuerzo de la estructura del vehículo, tales como barras
anti-intrusión integradas en las puertas. Su reserva
de ductilidad las hace igualmente aptas para ser utilizadas para
formar largueros, que deben ser capaces de absorber una energía de
deformación elevada.
La invención se comprenderá mejor con la lectura
de la descripción que sigue, dada con referencia a la figura única
adjunta que presenta la energía de defecto de apilamiento de una
aleación de hierro-carbono-manganeso
en función de su composición, a la temperatura de 300 K.
En primer lugar, se procede a la elaboración de
una aleación ferrosa austenítica
hierro-carbono-manganeso, cuyos
contenidos en carbono y manganeso se sitúan en las gamas siguientes
(todos los contenidos se facilitan en porcentajes ponderales).
Los contenidos en carbono y manganeso se
encuentran comprendidos respectivamente entre 0 y 2% y 10 y 40%, de
preferencia respectivamente entre 0 y 1,2% y 10 y 35% muy
preferentemente respectivamente entre 0,2 y 1,2% y 10 y 30%, muy
ventajosamente respectivamente entre 0,2 y 0,8% y 15 y 30%, y
óptimamente respectivamente entre 0,4 y 0,8% y 20 y 24%.
Los contenidos admisibles para los demás
elementos de la aleación son los siguientes, sabiendo que todos
estos elementos pueden solo estar presentes en estado de trazas (no
se darán por consiguiente, por este motivo, contenidos mínimos
precisos en estos elementos).
El contenido en silicio debe ser inferior o igual
al 5%, de preferencia inferior o igual al 1%, óptimamente inferior
o igual al 0,5%.
El contenido en azufre debe ser inferior o igual
al 0,3%, de preferencia inferior o igual al 0,05%, óptimamente
inferior o igual al 0,01%.
El contenido en fósforo debe ser inferior o igual
al 0,1% de preferencia inferior o igual al 0,05%.
El contenido en aluminio debe ser inferior o
igual a 5%, de preferencia inferior o igual al 0,1%, óptimamente
inferior o igual al 0,03%.
El contenido en nitrógeno es inferior o igual al
0,2%, de preferencia inferior o igual al 0,1%, óptimamente inferior
o igual al 0,05%.
El contenido en níquel debe ser inferior o igual
al 5%, de preferencia inferior o igual al 2%.
El contenido en molibdeno debe ser inferior o
igual al 5%, de preferencia inferior o igual al 1%.
El contenido en cobalto debe ser inferior o igual
al 3%, de preferencia inferior o igual al 1%.
El contenido en tungsteno debe ser inferior o
igual al 2%, de preferencia inferior o igual al 0,05%.
Los contenidos en niobio y vanadio deben cada uno
ser inferiores o iguales al 1%, de preferencia inferiores o iguales
al 0,1%.
Los contenidos en cromo y cobre deben cada uno
ser inferiores o iguales al 5%, de preferencia inferiores o iguales
al 1%.
El contenido en estaño debe ser inferior o igual
al 0,5%, de preferencia inferior o igual al 0,1%.
El contenido en titanio debe ser inferior o igual
al 1%, de preferencia inferior o igual al 0,1%.
Estas aleaciones pueden igualmente tolerar un
contenido en boro máximo del 0,1%, de preferencia como máximo del
0,01%, un contenido máximo en calcio o en magnesio del 0,1%, de
preferencia como máximo del 0,01%, un contenido máximo en arsénico o
en antimonio del 0,1%, como máximo del 0,05%.
Los límites superiores que han sido expuestos
corresponden a contenidos que, para ciertos elementos, comienzan a
ser nocivos para las propiedades de la aleación. Es, por ejemplo, el
caso para el aluminio y el azufre. Para otros elementos, son
esencialmente criterios económicos los que plantean tales límites
superiores. Así, existirían pocos inconvenientes metalúrgicos que
añadir más de un 5% de níquel a la aleación, pero se aumentaría así
inútilmente su precio de coste.
Para la aplicación considerada por la invención,
se buscan tonalidades del sistema ternario
Fe-C-Mn que proporcionan una
resistencia elevada (de preferencia al menos 1000 MPa) y un
alargamiento igualmente elevado (de preferencia al menos un 50%).
Además, por motivos de coste, no es deseable tener un contenido
demasiado elevado en manganeso.
Se sabe que el modo de deformación de los aceros
austeníticos y de las aleaciones relacionadas dependen de su
composición química y de la temperatura de deformación.
En comparación con los aceros ferríticos que se
deforman principalmente por desplazamiento de dislocaciones, los
aceros y aleaciones ferrosas austeníticas tienen numerosos otros
modos de deformación, además del deslizamiento. Entre ellos, si su
energía por defecto de apilamiento se presta a ello, existe el
maclado. Este modo de deformación tiene la ventaja de proporcionar
una mayor amplitud en la deformación plástica y, por consiguiente,
una resistencia más elevada que las que resultan del simple
deslizamiento de las dislocaciones. Es preciso por consiguiente
buscar condiciones que sean capaces de activar el maclado a las
temperaturas de puesta en servicio de los materiales que se desean
fabricar, en particular a la temperatura ambiente para el caso de
las piezas de vehículos automóviles, con el fin de obtener una gran
capacidad de batido en frío. La posibilidad de obtener un maclado
mecánico está regida por una parte por la composición química de la
aleación, por otra parte por la temperatura a la cual se encuentra
el material, actuando estos dos parámetros sobre la energía de
defecto de apilamiento, y por último por el tamaño de los granos del
material que determina la cinética de maclado. La formación
demasiado importante de martensita \varepsilon (más de un 20% de
la estructura) y la formación de martensita \alpha' en el momento
de la deformación constituyen igualmente frenos para la obtención
de propiedades mecánicas satisfactorias, particularmente una buena
ductilidad. Resulta por consiguiente importante disponer, antes de
la última etapa de conformación del tubo, mediante estirado en frío
o por hidroformado, de un material que presenta todas las
características deseables de estos puntos de vista. El procedimiento
según la invención proporciona acceso a tales materiales.
La figura única muestra la evolución teórica de
la energía por defecto de apilamiento en el plano C/Mn a la
temperatura ambiente (300 K), en forma de curvas a lo largo de las
cuales la energía de defecto de apilamiento, expresada en
mJ/m^{2}, es constante. Se ha indicado igualmente en la figura una
serie de puntos del plano C/Mn (marcados por el signo
\blacksquare) para los cuales se ha observado efectivamente un
maclado bien sea por diversos autores que han publicado sus
resultados, o por los inventores, así como una porción, que debe
ser evitada, del ámbito de la transformación martensitica \gamma
\rightarrow \alpha' inducida por deformación. La tabla 1
reagrupa las características químicas y (para las muestras sometidas
a ensayo por los inventores, es decir las muestras E a K) mecánicas
de las muestras indicadas en la figura única. Las propiedades
mecánicas mencionadas son la resistencia a la tracción Rm, el
alargamiento a la ruptura A y su producto. Las muestras E a K han
experimentado un recocido a 800ºC durante 90 s, que les ha
proporcionado un tamaño de grano de 2 a 5 mm. Se han hecho
igualmente figurar en esta tabla las energías por defecto de
apilamiento (EDE) calculadas a 300 K de las muestras.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Se aprecia que el maclado se observa a
temperatura ambiente cuando la energía por defecto de apilamiento
varía aproximadamente entre 15 y 30 mJ/m^{2}, correspondiendo este
ámbito a un contenido en carbono del 0 al 1,6% y a un contenido en
manganeso del 10 al 35%. Sin llegar al 10% de manganeso, la
transformación en martensita \alpha' es espontánea. Más allá del
10% de manganeso, esta transformación solo se produce si, por otro
lado, los contenidos en carbono y manganeso están ligados por la
relación:
(1)Mn% >
21,66 - 9,7
C%
Cuando la temperatura varía, la energía por
defecto de apilamiento varía igualmente en el mismo sentido, a
razón de \pm 5 mJ/m^{2} para una variación de temperatura de
\pm 50ºC. Esta característica es importante si la operación de
conformación debe realizarse a una temperatura inferior a la
ambiente.
La influencia del tamaño de granos sobre la
energía por defecto de apilamiento puede igualmente apreciarse. Una
modificación del procedimiento de fabricación del acero, por ejemplo
un cambio de las condiciones de recocido después del bobinado o
después del laminado en frío, puede conducir a una variación
importante del tamaño de los granos. Así, un acero cuyo tamaño de
granos es de 50 \mum presenta una energía por defecto de
apilamiento inferior a 5 mJ/m^{2} a la de un acero de composición
similar cuyo tamaño de granos es inferior de 2 a 5 \mum.
Si se desea mantener la seguridad de obtener un
modo de deformación por maclado, es posible jugar con la
composición química del acero para compensar los efectos de las
variaciones de temperatura de conformación y de tamaño de los
granos. Cuando se combina un grueso de granos de 50 \mum con una
disminución de la temperatura de conformación de 50ºC, la energía
por defecto de apilamiento disminuye 10 mJ/m^{2}. Por la figura
única, se realiza una compensación de esta disminución mediante un
aumento del contenido en carbono del 0,4%, o por un aumento del
contenido en manganeso del 5%. En la práctica, se obtiene por
consiguiente una aleación conforme a la invención si su contenido
en carbono se encuentra comprendido entre 0 y 2%, si su contenido en
manganeso se encuentra comprendido entre un 10 y un 40%, y si,
además, estos contenidos obedecen a la relación (1), con el fin de
evitar la formación de martensita \alpha' durante una deformación
a temperatura ambiente.
Además, se ha observado que el compromiso de
resistencia/ductilidad óptima de una aleación de
hierro-carbono-manganeso se obtiene
cuando el modo de deformación activado es el maclado al límite de
aparición de la martensita \varepsilon. Ahora bien, la
confrontación de los cálculos de energía por defecto de apilamiento
con las observaciones microestructurales revela que la transición
entre la transformación martensítica \varepsilon y el maclado se
realiza cuando la energía por defecto de apilamiento es del orden de
15 mJ/m^{2}. En efecto, se observa en las muestras de la tabla 1
que las muestras G, H e I, que tienen una energía por defecto de
apilamiento próxima a 15 mJ/m^{2} tienen los productos Rm.A los
más elevados (superiores a 60 000), por consiguiente los mejores
compromisos de resistencia/ductilidad. Se observa, por otro lado,
que la muestra F tiene un producto Rm.A inferior a 60 000 aunque su
energía por defecto de apilamiento sea también del orden de 15
mJ/m^{2.} Pero su contenido en carbono no es suficiente para que
se beneficie plenamente del fenómeno de endurecimiento dinámico, del
cual se mencionará más adelante.
Habida cuenta de los efectos combinados sobre la
energía por defecto de apilamiento que es posible obtener jugando
con la temperatura y el tamaño de los granos, es preciso por
consiguiente considerar, por la figura única, que el ámbito de
composición preferido, desde este punto de vista, está delimitado
por las curvas que corresponden a energías por defecto de
apilamiento de 5 a 25 mJ/m^{2}, o (para la temperatura
considerada en la figura de 300 K) por un contenido en carbono de 0
a 1,2% y un contenido en manganeso de 10 a 35%, debiendo igualmente
cumplirse la relación (1) precedente.
Por otro lado, la figura única muestra que el
carbono y el manganeso contribuyen los dos a un aumento de la
energía por defecto de apilamiento. Sin embargo, un aumento de esta
magnitud es menos costoso de obtener mediante una adición de
carbono que por una adición de manganeso, habida cuenta de los
precios de coste de los materiales que permiten realizar estas
adiciones. Además, la sustitución del carbono por el manganeso, en
energía por defecto de apilamiento constante en el ámbito de
formación por maclado, en el límite de la aparición de la
martensita \varepsilon, se traduce por un aumento de las
características mecánicas, y esto por dos motivos:
- -
- la interacción entre el carbono y las dislocaciones; el carbono favorece el batido en frío estimulando la emisión de nuevas dislocaciones móviles que sirven para sustituir las que ha inmovilizado; este fenómeno se llama "envejecimiento dinámico";
- -
- el "pseudo-maclado"; el maclado de una solución sólida intersticial cúbica con superficies centradas altera la unidad cristalina; en efecto, el cizallamiento de maclado convierte los emplazamientos octaédricos en emplazamientos tetraédricos; el carbono que ocupaba, antes del maclado, los emplazamientos octaédricos, más espaciosos que los emplazamientos tetraédricos, se encuentra de nuevo en los emplazamiento tetraédricos; se produce una distorsión de la red, análoga a la que acompaña la transformación martensítica.
El efecto de ablandamiento del
pseudo-maclado y del envejecimiento dinámico aumenta
con el contenido en carbono. La resistencia mecánica del acero se
encuentra con ello por consiguiente aumentada, a condición de que
el contenido en carbono sea de al menos un 0,2%. Por último, se
observa en la figura única que el distanciamiento de las líneas de
energía por defecto de apilamiento constante aumenta con el
contenido en carbono. Ello significa que las aleaciones con fuerte
contenido en carbono son menos sensibles a las distancias dadas
sobre el contenido en carbono que las aleaciones con bajo contenido
en carbono.
La sustitución parcial del manganeso por carbono
presenta por consiguiente ventajas tanto económicas como
metalúrgicas. Por la figura única, un aporte del 0,2% de carbono
permite pasar de un 4 a un 5% de manganeso con energía por defecto
de apilamiento constante. Un ámbito aún más preferido de contenidos
en carbono y manganeso es por consiguiente del 0,2% \leq C \leq
1,2% y 10% \leq Mn \leq 30%, siendo la relación (1), por otro
lado satisfactoria.
El aumento del contenido en carbono puede, sin
embargo, presentar inconvenientes más allá de un cierto límite. En
efecto, existe un riesgo que en aleaciones cuya composición se
situaría en el ámbito preferido precedente, una precipitación de
carburos del tipo M_{5}C_{2} y M_{23}C_{6} se produce
durante un enfriamiento lento. Un enfriamiento lento de este tipo
puede ser el experimentado por una cinta bobinada después de haber
sido colada directamente en forma de una cinta delgada o laminada en
caliente. El carburo M_{3}C puede igualmente precipitar durante
la transformación perlítica.
Estas precipitaciones de carburos son
preferentemente las que hay que evitar, pues las mismas empobrecen
la matriz de carbono y disminuyen así la energía por defecto de
apilamiento, por consiguiente tienden a desfavorecer el maclado en
beneficio de las transformaciones martensíticas \gamma
\rightarrow \varepsilon y/o \gamma \rightarrow \alpha'.
Como se ha indicado, la formación de martensita \alpha' debe
evitarse, y es preferible que la proporción de martensita
\varepsilon no sobrepase el 20% para evitar una fragilización del
material. Por otra parte, estos carburos, de los cuales algunos son
aciculares, son por si mismos fragilizantes y corren el riesgo de
provocar la aparición de fisuras durante el desenrollado de la
cinta bobinada. Si la cinta debe bobinarse a una temperatura
relativamente elevada, resulta por consiguiente preferible no
imponer un contenido en carbono demasiado fuerte al acero, si se
desea evitar tener que proceder seguidamente a un recocido de
reposición en solución de los carburos seguido de un hipertemple.
En la mayoría de los casos correspondiente a la utilización de
útiles industriales convencionales, será preferible no sobrepasar
un contenido en carbono del 0,8%. En estas condiciones, para
compensar la disminución del contenido máximo en carbono con
relación al ámbito preferido anteriormente definido, es preciso
subir el contenido mínimo en manganeso hasta un 15%. Se obtiene así
un ámbito de composición aún más ventajoso donde un 0,2% \leq C
\leq 0,8% y 15% \leq Mn \leq 30%.
Es la asociación del maclado de deformación con
el endurecimiento por el carbono que permite combinar resistencia y
ductilidad, y así obtener elevadas características mecánicas. La
muestra E tiene una energía por defecto de apilamiento de 17
mJ/m^{2}, pero solo contiene un 0,19% de carbono. Su resistencia
solo es por consiguiente de 750 MPa. Un contenido en carbono de al
menos un 0,4% es necesario para la obtención de una resistencia
superior a 950 MPa, como lo muestra la muestra F. Este aumento del
contenido mínimo en carbono impone llevar de nuevo el contenido
máximo en manganeso al 24% si se desea permanecer en un valor de la
energía por defecto de apilamiento de 15 mJ/m^{2} aproximadamente,
y conservar así el mismo grado de maclado por deformación.
El ámbito de composición óptimo para las
aleaciones de la invención es por consiguiente del 0,4% \leq C
\leq 0,8% y 20% \leq Mn \leq 24%. Se puede, por ejemplo
proponer un contenido en carbono del 0,6% y un contenido en
manganeso del 22%, como en las muestras G, H e I que presentan los
productos Rm.A los más elevados de la tabla 1.
Estos valores de los contenidos de carbono y
manganeso son óptimos en que proporcionan a temperatura ambiente
energías por defecto de apilamiento adecuadas del orden de 5 a 25
mJ/m^{2}. Sin embargo, si la conformación de los tubos debe
realizarse a una temperatura sustancialmente inferior a la ambiente,
contenidos máximos en carbono y en manganeso más elevados pueden
ser recomendables para que la energía por defecto de apilamiento
(que, como se ha dicho, disminuye cuando baja la temperatura) sea
conservada a un nivel que permita que un maclado sea
significativamente observado. Es por lo que, en el espíritu de la
invención, el contenido en carbono de la aleación puede llegar hasta
un 2% y el contenido en manganeso hasta un 40%.
Respecto a los otros elementos de aleación que
entran en la composición del acero según la invención o
susceptibles de entrar en ella, pueden formularse los siguientes
comentarios.
El contenido máximo en silicio de un 5% está
justificado por la necesidad de conservar una buena soldabilidad
con la aleación. En la práctica, un contenido inferior al 1%, del
orden de un 0,5% o menos, es recomendable. Para los contenidos
elevados en silicio, los problemas de soldabilidad pueden reducirse
si se procede a la soldadura en atmósfera inerte.
Las exigencias sobre los contenidos máximos en
azufre, fósforo, aluminio y nitrógeno se deben a la voluntad de
obtener una buena forjabilidad en caliente para el material. El
azufre y el fósforo fragilizan las uniones de granos, y contenidos
demasiado elevados en aluminio y nitrógeno son susceptibles de
conducir a la precipitación de nitruros de aluminio que
entorpecerán la migración de las uniones de granos durante la
transformación en caliente. Mantener estos elementos en las gamas de
contenidos precisadas permite conservar una buena ductilidad del
material a temperaturas de laminado en caliente lo suficientemente
bajas para no producir defectos de superficie del tipo de
incrustaciones de calamina.
Además, la propiedad de incluir la aleación tiene
una influencia en su resistencia y su alargamiento a la ruptura.
Los sulfuros de manganeso constituyen la principal fuente de
deterioros que conducen a una ruptura prematura. La mejora
de las características a la ruptura es por consiguiente una razón suplementaria para limitar el contenido en azufre.
de las características a la ruptura es por consiguiente una razón suplementaria para limitar el contenido en azufre.
La necesidad de limitar los contenidos en
titanio, niobio y vanadio se debe al hecho de que estos elementos
son susceptibles de formar carbonitruros que tienden a frenar la
recristalización obstaculizando con ello la migración de las
uniones. Es, por otro lado, igualmente el caso del aluminio. Como ya
se ha dicho, el tamaño de los granos es un parámetro importante
para el ajuste de las propiedades mecánicas del material, y puede
ser controlado por medio de un recocido de recristalización. Para
que este recocido de recristalización sea plenamente eficaz, es
preciso por consiguiente limitar la formación de estos
carbonitruros.
Los contenidos en cromo, níquel, molibdeno,
cobre, cobalto, tungsteno, estaño, boro, calcio, magnesio, arsénico
y antimonio deben mantenerse dentro de los límites prescritos para
que estos elementos no tengan influencia notable sobre las
propiedades mecánicas del material.
La colada del acero cuya composición ha sido
citadas más arriba puede ser realizada en lingotes o, de
preferencia, en continuo para obtener llantones de formato clásico,
con espesor del orden de los 200 mm. Se puede igualmente considerar
colar esta aleación en forma de llantones finos (algunos cm de
espesor) susceptibles de experimentar seguidamente un laminado en
caliente en línea. Este procedimiento proporciona acceso a cintas
laminadas en caliente de poco espesor, que pueden eventualmente no
experimentar seguidamente laminado en frío. En este caso, se
obtienen aleaciones de granos gruesos (del orden de 20 \mum,
dependiendo este valor de las temperaturas de final de laminado y
de bobinado) que presentan una resistencia relativamente mediana
pero una ductilidad elevada. Resulta igualmente considerable
realizar la colada de acero mediante un procedimiento de colada
directa de cintas finas, que pueden eventualmente experimentar un
laminado en caliente en línea o fuera de línea. La aplicación de
este procedimiento de colada en la colada de aleaciones de
hierro-carbono-manganeso
(diferentes de las de la invención) ha sido ya propuesta en el
documento EP-A-1 067 203.
Esta etapa de colada al ser ampliamente conocida
y al no presentar particularidades con relación a las prácticas
habituales, no se detallará más aquí.
Se procede seguidamente a un laminado en caliente
del producto procedente de la colada. En el caso de una colada en
lingotes, el laminado en caliente comienza por un calentamiento
seguido de un desbastado que lleva el lingote al formato de un
llantón clásico. En el caso de una colada en continuo clásica, se
procede directamente al laminado en caliente, después de una etapa
de calentamiento del llantón. Estos calentamientos no deben llevar
el llantón a una temperatura superior a la temperatura de sólidos de
las zonas segregadas, bajo pena de provocar la aparición de
"quemaduras" que impiden cualquier conformación en caliente. A
título de ejemplo, la temperatura del sólido de una aleación de
Fe-C-Mn al 0,6% de carbono y 22% de
manganeso es del orden de 1280ºC. Habida cuenta de la segregación
de los elementos tales como el manganeso, el fósforo y el carbono
que tienen los tres un coeficiente de partición inferior a 1,
durante el tratamiento de esta aleación, se recomienda no
sobrepasar una temperatura de calentamiento de 1200ºC, para el
lingote antes del desbastado como para el llantón antes del
laminado en caliente. De un modo general, se puede asegurar la
inocuidad de este calentamiento realizándolo a una temperatura que
no sobrepasa la temperatura del sólido de la aleación menos de
80ºC.
La precipitación de nitruros de aluminio durante
el calentamiento es igualmente, de preferencia, a evitar. Esta
precipitación obstaculiza la migración de las juntas en la
transformación en caliente. El producto de solubilidad K_{s} del
nitruro de aluminio en función de la temperatura T se expresa
por:
\text{log} \
K_{s} = \text{log} \ ([Al] \ x \ [N]) = - \frac{6770}{T} +
1,72
donde [Al] y [N] son las
concentraciones ponderales en aluminio y nitrógeno en solución
sólida y T la temperatura en Kelvins. Conociendo estos contenidos
en la aleación tratada, se puede por consiguiente deducir la
temperatura de calentamiento antes del laminado en caliente a no
sobrepasar para evitar la precipitación de nitruros de aluminio. Si
el contenido en nitrógeno es del 0,05% (contenido máximo
preferencial), el contenido en aluminio en solución sólida máxima
preferencial es del 0,03% para un calentamiento a 1200ºC. Para las
temperaturas de calentamiento inferiores a 1200ºC, existe un riesgo
de encontrarse con contenidos en nitrógeno y aluminio que pueden
producir una precipitación de nitruros, pero en la práctica, estas
obligaciones no son muy difíciles de respetar. Las mismas deben sin
embargo ser observadas para la obtención de resultados lo más
satisfactorios sobre los productos obtenidos por el procedimiento
según la
invención.
Después de este calentamiento, se aconseja
proceder a un descalaminado si la atmósfera del horno de
calentamiento ha sido suficientemente oxidante para provocar una
aparición de calamina significativa, sin que este descalaminado
conduzca a un pérdida de temperatura demasiado importante antes del
laminado en caliente que sigue. La presencia de calamina primaria
en la superficie del llantón antes de su laminado en caliente puede
conducir a incrustaciones de calamina en el llantón degradando la
calidad superficial del producto. La calamina incrustada provoca
igualmente un deterioro de los cilindros del laminador.
Se procede seguidamente al laminado en caliente
del llantón, para obtener una cinta con un espesor del orden, por
ejemplo, de 2,5 a 3 mm. Como las aleaciones de la composición
considerada no presentan transformación alotrópica en el ámbito de
temperatura considerado, el carril de laminado en términos de número
de pasadas, de porcentajes de reducción por pasada y de intervalos
de tiempo que separa las pasadas, es indiferente. La única
obligación es, lo más a menudo, respetar una temperatura de final de
laminado de al menos 900ºC. En efecto, si las aleaciones de
hierro-carbono-manganeso preparadas
en el laboratorio presentan una ductilidad suficiente para poder
ser laminadas hasta 800ºC sin correr el riesgo de aparición de
grietas en las orillas, la forjabilidad de una aleación de
hierro-carbono-manganeso preparada
en condiciones industriales está influenciada igualmente por sus
contenidos en aluminio, nitrógeno y azufre. En la práctica típica de
una acería, se aconseja por consiguiente:
- -
- no sobrepasar un contenido en azufre del 0,01% en la aleación colada;
- -
- y no laminar por debajo de los 900ºC, a menos que tenga un contenido en azufre particularmente bajo (del orden del 0,002% o menos) y contenidos en aluminio y nitrógeno que garanticen absolutamente la ausencia de precipitados de nitruro de aluminio después del calentamiento.
Respecto a las condiciones de laminado de las
aleaciones de
hierro-carbono-manganeso
cuestionadas por la invención, pueden ser comparables en términos
de porcentaje de reducción por pasada e intervalo de tiempo que
separa las pasadas con las habitualmente realizadas para los aceros
inoxidables austeníticos de tipo SUS 304, habida cuenta de las
similitudes de dureza en caliente entre los SUS 304 y las aleaciones
de hierro-carbono-manganeso de la
invención. A título indicativo, para un llantón de 160 mm de
espesor, se puede fijar una temperatura de salida del horno de
calentamiento de 1100ºC, una temperatura de salida de jaula
desbastadora de 980ºC, un espesor de salida de jaula desbastadora
de 38,5 mm, una temperatura a la entrada de la jaula de acabado de
912ºC, una temperatura de final de laminado de 910ºC, un espesor de
cinta de final de laminado de 3 mm, una velocidad de salida de la
cinta de 259 m/s y una temperatura de bobinado de 480ºC.
Se procede seguidamente, de forma clásica, al
bobinado de la cinta obtenida después del laminado en caliente. Es
necesario evitar la precipitación de carburos de hierro en el
transcurso del enfriamiento de las bobinas, pues:
- -
- el empobrecimiento en carbono de la austenita provocado por esta precipitación modifica la energía por defecto de apilamiento que ha sido ajustada por medio de la composición química para que la cinética de maclado sea óptima a temperatura ambiente, durante la conformación del tubo; en caso de precipitación significativa de carburos de hierro, las propiedades mecánicas descontadas gracias a esta composición no serán por consiguiente obtenidas;
- -
- la precipitación de los carburos de hierro hace la aleación frágil, por consiguiente difícilmente laminable en frío.
Sabiendo que el enfriamiento propiamente dicho,
del orden de 10ºC/h, comienza solamente una a dos horas después del
bobinado, es preciso bobinar la cinta a una temperatura tal que esta
no pueda permanecer de forma prolongada a temperaturas a las cuales
esta precipitación de carburos de hierro sea posible. La temperatura
de bobinado puede deducirse de los diagramas TTT de la aleación en
cuestión. A título de ejemplo, para una aleación de
hierro-carbono-manganeso al 0,6% de
carbono y 22% de manganeso, una permanencia de 2 horas a una
temperatura de 500ºC o más y de 28 horas a 450ºC o más conduce a una
precipitación de carburos de hierro. En consecuencia, en
condiciones industriales donde la bobina debe haberse refrigerado
completamente antes toda operación ulterior (decapado, laminado en
frío...), es preferible no bobinar la cinta a una temperatura de
más de 450ºC. A este respecto, se puede proceder a un enfriamiento
de la cinta después de su laminado en caliente, con el fin de
llevar a la temperatura de bobinado deseada. Se cuidará de llevar la
cinta lo más tarde posible a la temperatura de bobinado, por
ejemplo difiriendo el enfriamiento, de forma que permita una
recristalización completa del acero antes del bobinado. Tan pronto
como se ha haya llevado a 450ºC, el acero no podrá ya
recristalizarse. Un enfriamiento forzado por inmersión de la bobina
en piscina se puede también considerar, siempre con el fin de
evitar el campo de precipitación de los carburos.
Sin embargo, en el caso en que no hubiera sido
posible evitar dicha precipitación de carburos en el bobinado, se
puede proceder seguidamente a un recocido para disolver estos
precipitados y reponer así el carbono en solución sólida, luego a
un hipertemple para evitar la reprecipitación de los carburos en la
refrigeración siguiente al recocido. Típicamente, la cinta se lleva
hasta una temperatura comprendida entre 1000 y 1050ºC a una
velocidad tal que la cinta permanezca un minuto por encima de 900ºC,
y de 10 a 20 s por encima de 1000ºC, luego la misma se enfría a una
velocidad de al menos 5ºC/s. En general, el temple se realiza al
máximo de posibilidades de la línea.
En el caso en que la colada del acero sea
realizada por colada de llantones finos o de cintas finas con un
eventual laminado en caliente en línea (no necesitando, por
consiguiente, forzosamente calentamiento previo), el experto en la
materia sabrá adaptar el procedimiento anteriormente descrito en
consecuencia, sabiendo que los imperativos metalúrgicos de los
cuales se ha hablado a propósito de la temperatura de bobinado y de
la eventual necesidad de realizar un recocido seguido de un
hipertemple deben aquí también ser tomados en cuenta.
En los casos en que, como se ha dicho, se desee
obtener un producto relativamente denso y que no presente una
resistencia muy elevada, pero que tenga una gran ductilidad, se
puede dejar la cinta tal cual sin proceder a su laminado en frío.
Se puede incluso tratar de agrandar el grano realizando un recocido
seguido de un hipertemple después del laminado en caliente, incluso
si las condiciones de bobinado hubiesen permitido impedir la
precipitación de los carburos. En esta fase, se tiene un tamaño de
granos que no es, en general, inferior a 15-20
\mum. Por el contrario, si se desea obtener una cinta fina para
fabricar tubos ligeros, y/o una cinta con una fuerte resistencia
que solo puede ser obtenida con un tamaño de granos de 5 \mum o
menos, es necesario un laminado en frío. Este laminado en frío
permite igualmente disminuir la rugosidad de la superficie de la
cinta, por consiguiente obtener un aspecto superficial compatible
con una utilización para formar piezas destinadas a permanecer
visibles. Aumenta también la capacidad de la cinta para ser
revestida.
Previamente a su laminado en frío eventual, la
cinta debe clásicamente decaparse. A título de ejemplo no
limitativo, este decapado puede ser realizado en una solución de
ácido clorhídrico al 20% a temperatura ambiente, en presencia de
hexametileno tetramina que sirve de inhibidor.
Se procede seguidamente al laminado en frío de la
cinta con un porcentaje de reducción total que va en función no
solamente del espesor final deseado, sino también de la resistencia
y de la dureza que se desea obtener. A título indicativo, para una
aleación de hierro-carbono-manganeso
al 0,6% de carbono y 22% de manganeso, la resistencia alcanza
prácticamente los 2000 MPa después del 60% de reducción, y su dureza
Hv 5 en las mismas condiciones llega prácticamente a 700. Sobre
esta misma aleación, un porcentaje de reducción del 30% conduce a
una resistencia de 1500 MPa aproximadamente. De forma general, para
las aleaciones objeto de la invención, se puede proponer realizar
el laminado en frío con un porcentaje de reducción total mínimo del
25%. Se puede utilizar un laminador en frío convencional, o un
laminador Sendzimir que proporciona acceso, en tres pasadas, a
porcentajes de reducción del orden de 60-70%
comprendidos para aleaciones que presentan una resistencia muy
elevada, superior a 1500 MPa. Un espesor de 1 mm para la chapa
laminada en frío puede así ser obtenida.
En general, se aconseja proceder, durante la
primera pasada del laminado en frío, a una reducción de espesor
elevada, del orden del 25% al menos. En efecto, el calentamiento
producido por dicha fuerte reducción desde el comienzo del laminado
retrasa, incluso inhibe, el maclado de deformación, lo cual facilita
el laminado. Esta pasada puede incluso ser suficiente para obtener
de golpe el espesor final considerado.
Se procede seguidamente a un recocido de
recristalización, con el fin de obtener un tamaño de granos
adecuado para el control del compromiso resistencia/ductilidad y de
relación Re/Rm (límite de elasticidad/resistencia a la tracción).
Este recocido de recristalización debe realizarse por el
procedimiento de recocido continuo pues un recocido base conduciría
a una precipitación de carburos, lo cual se ha visto era indeseable.
Este recocido puede ser realizado en atmósfera oxidante, siendo
seguido de un decapado; puede también ser del tipo "recocido
brillante", es decir realizado en atmósfera inerte, lo cual
permite eximir del decapado y limita la descarburación superficial.
Se puede hacer seguir a este recocido por una pasada por un
laminador de batido ("skin-pass") o un
aplanamiento. De forma típica, este recocido de recristalización se
realiza a una temperatura de 600-1200ºC, durante 1
segundo a 1 hora, en función del tamaño de los granos que se desea
obtener.
A título de ejemplo, una aleación de
hierro-carbono-manganeso al 0,6% de
carbono y 22% de manganeso puede, de preferencia, experimentar un
recocido brillante a 800ºC durante 90s para obtener un tamaño de
grano del orden de 2,5 \mum. Las características mecánicas
obtenidas así son una resistencia máxima de 1030 MPa y un
alargamiento a la ruptura del 60%.
De forma general, las aleaciones de
hierro-carbono-manganeso utilizables
en el procedimiento según la invención pueden tener un alargamiento
a la ruptura del 90% o más, si se tolera una resistencia a la
tracción relativamente baja de 600 MPa (cifras obtenidas para una
aleación con un 0,2% de carbono, un 27% de manganeso, con un tamaño
de granos de 30 \mum). Pero en la gama óptima de composiciones
(0,4 a 0,8% de carbono y 20 a 24% de manganeso), se puede obtener
un alargamiento a la ruptura del orden de 50 a 60% y una resistencia
a la tracción del orden de 1000 MPa para un tamaño de granos de 5
\mum, incluso una resistencia a la tracción del orden de 1200 MPa
para un tamaño de granos de 1 \mum.
Además de sus características mecánicas
favorables para las utilizaciones consideradas en la invención,
estas aleaciones se distinguen por una excelente soldabilidad
debido, particularmente, a que contienen óptimamente poco o muy
poco silicio, cuyo óxido es difícil de reducir, y debido a su
estructura austenítica que deja sin objeto los conceptos
templabilidad martensitica y/o de carbono equivalente que deben
normalmente ser tenidos en cuenta en la utilización de los aceros
ferríticos clásicos para formar pequeños tubos soldados. Además,
estas aleaciones pueden sin dificultad recibir un depósito uniforme
y adherente de zinc por electrogalvanizado con zinc, en particular
en el caso en que hayan sido laminados en frío.
Se procede seguidamente a la fabricación del
pequeño tubo soldado, utilizando para ello los procedimientos
clásicos. El éxito de esta fabricación está en gran parte
condicionado por la limpieza de la soldadura. Consecuentemente, un
excelente decapado previo (en particular si no se ha procedido a un
recocido brillante de la cinta laminada en frío) es necesario para
no ocluir los óxidos superficiales en el cordón de soldadura.
Después del cortado longitudinal de la chapa, un
cizallado de sus bordes y una formación progresiva para llevar sus
bordes hasta un acercamiento, el tubo se suelda de forma clásica
mediante resistencia eléctrica, láser o altas frecuencias. Se
procede seguidamente a un rascado interno y externo del cordón de
soldadura para eliminar las variaciones de espesor. Estas
variaciones de espesor serían desfavorables para el hidroformado y
perjudicarían al útil de conformación.
Esta conformación del tubo puede tener lugar
mediante estirado en frío. A este efecto, el espesor del tubo se
reduce por tracción a través de una hilera que calibra el diámetro
exterior y, lo más a menudo, sobre un mandril que calibra el
diámetro interior. Utilizando hileras y mandriles adaptados, el
estirado puede ser utilizado para conformar los tubos y transformar
una pieza desbastada de sección circular en un producto que presenta
otra geometría.
La conformación puede igualmente tener lugar
mediante hidroformado. Según este procedimiento, se fabrica un
cuerpo hueco de forma más o menos compleja deformando un tubo bajo
la acción conjunta de una presión interna y de fuerzas de
compresión que actúan en los extremos del tubo. Las aleaciones de
hierro-carbono-manganeso utilizados
en la invención tienen un coeficiente de batido en frío del orden de
0,5, lo cual es muy favorable para su buen comportamiento durante
el hidroformado, y permite obtener piezas de forma compleja que
serían inaccesibles con la utilización de aceros más clásicos. Solo
algunos aceros inoxidables austeníticos serían susceptibles de tener
rendimientos comparables.
De forma general, la utilización de aleaciones de
hierro-carbono-manganeso que
presentan las composiciones indicadas proporciona al metal una gran
variedad de comportamientos, que permiten bien sea obtener tubos
soldados que presentan mejores características mecánicas que los
productos existentes, u obtener características mecánicas
equivalentes a las de los productos existentes, pero por un coste de
producción menor y/o una cantidad de materia utilizada menor,
conduciendo a un aligeramiento apreciable de la pieza. Así, con la
aleación al 0,2% de carbono y 27% de manganeso anteriormente citada
cuyo alargamiento a la tracción sobrepasa un 90%, se pueden
suprimir los recocidos intermediarios, y considerar aumentar las
alturas de picado. En cuanto a la aleación al 0,6% de carbono y 22%
de manganeso cuya resistencia a la tracción es de 1000 a 1200 MPa,
permite obtener una ganancia de masa importante en el tubo final y
simplificar el pilotaje de su etapa de conformación, pues esta
elevada resistencia amplia el ámbito de carga reduciendo la zona de
estallido en la hidroformación. Por último, de forma general,
debido a su fuerte capacidad de batido en frío, el estirado y el
hidroformado de las aleaciones
hierro-carbono-manganeso según la
invención tienen también la ventaja de uniformizar las
características mecánicas en cualquier punto del tubo.
Claims (14)
1. Procedimiento de fabricación de un tubo
soldado, del tipo que comprende una etapa final de estirado o de
hidroformado, caracterizado porque:
- se procede a la elaboración de una aleación de
composición, expresada en porcentajes ponderales:
- -
- C \leq 2%;
- -
- Mn comprendido entre 10 y 40%, con Mn% > 21,66 - 9,7 C%;
- -
- Si \leq 5%, preferentemente \leq 1%, óptimamente \leq 0,5%;
- -
- S \leq 0,3%, preferentemente \leq 0,05%, óptimamente \leq 0,01%;
- -
- P \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,05%;
- -
- Al \leq 5%, preferentemente \leq 0,1%, óptimamente \leq 0,03%;
- -
- Ni \leq 5%, preferentemente \leq 2%;
- -
- Mo \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- Co \leq 3%, preferentemente \leq 1%;
- -
- W \leq 2%, preferentemente \leq 0,5%;
- -
- Cr \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- Nb \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- V \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- Cu \leq 5%, preferentemente \leq 1%;
- -
- N \leq 0,2%, preferentemente \leq 0,1%, óptimamente \leq 0,05%;
- -
- Sn \leq 0,5%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- Ti \leq 1%, preferentemente \leq 0,1%;
- -
- B \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,01%;
- -
- cada uno de los contenidos en Ca y Mg \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,01%;
- -
- cada uno de los contenidos en As y Sb \leq 0,1%, preferentemente \leq 0,05%;
- se procede seguidamente a la colada de un
semi-producto a partir de esta aleación,
- a)
- bien sea en forma de un lingote que experimenta seguidamente un desbaste por laminado en caliente para transformarlo en llantón, bien sea directamente en forma de un llantón siendo seguidamente laminado dicho llantón en caliente en forma de una cinta y luego bobinada,
- b)
- bien sea en forma de una cinta delgada;
- se procede seguidamente a un decapado de la
cinta si esta está oxidada en la superficie;
- se procede por último a la fabricación del tubo
soldado por formación progresiva de una chapa cortada a partir de
la cinta precedente para llevar sus bordes hasta su acercamiento, y
luego mediante soldadura de los indicados bordes, luego mediante
eliminación del cordón de soldadura, y luego por estirado en frío o
hidroformado.
2. Procedimiento según la reivindicación 1,
caracterizado porque el contenido en carbono de la aleación
se encuentra comprendido entre 0 y 1,2% y porque el contenido en
manganeso de la aleación está comprendido entre 10 y 35%.
\newpage
3. Procedimiento según la reivindicación 2,
caracterizado porque el contenido en carbono de la aleación
se encuentra comprendido entre 0,2 y 1,2% y porque el contenido en
manganeso de la aleación está comprendido entre 10 y 30%.
4. Procedimiento según la reivindicación 3,
caracterizado porque el contenido en carbono de la aleación
se encuentra comprendido entre 0,2 y 0,8% y porque el contenido en
manganeso de la aleación está comprendido entre 15 y 30%.
5. Procedimiento según la reivindicación 4,
caracterizado porque el contenido en carbono de la aleación
se encuentra comprendido entre 0,4 y 0,8% y porque el contenido en
manganeso de la aleación está comprendido entre 20 y 24%.
6. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque el laminado en
caliente es precedido de un calentamiento realizado a una
temperatura que no sobrepasa los 80ºC por debajo de la temperatura
del sólido de la aleación.
7. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque el laminado en
caliente está precedido de un calentamiento realizado a una
temperatura a la cual no provoque la precipitación de nitruros de
aluminio.
8. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 7, caracterizado porque la temperatura
de final de laminado en caliente es superior o igual a 900ºC.
9. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque la temperatura
de bobina después del laminado en caliente es inferior o igual a
450ºC.
10. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque se realiza un
recocido seguido de un hipertemple de la cinta laminada en caliente
bobinada, siendo el indicado recocido realizado en unas condiciones
que permiten la puesta de nuevo en solución de los carburos y
evitando su precipitación en el enfriamiento.
11. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 10, caracterizado porque después del
laminado en caliente y eventual recocido seguido de un hipertemple
eventual, se procede a un laminado en frío de la cinta, con un
porcentaje de reducción mínimo del 25%, precedido por un
decapado.
12. Procedimiento según la reivindicación 11,
caracterizado porque el porcentaje de reducción del espesor
de la cinta durante la primera pasada del laminado en frío de la
cinta es de al menos un 25%.
13. Procedimiento según una de las
reivindicaciones 11 ó 12, caracterizado porque se procede a
un recocido de recristalización de la cinta a una temperatura de 600
a 1200ºC durante 1 segundo a 1 hora.
14. Tubo soldado, caracterizado porque ha
sido fabricado por el procedimiento según una de las
reivindicaciones 1 a 13.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| FR0112160 | 2001-09-20 | ||
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