ES2256640T3 - Chapa ade acero inoxidable ferritico para uso en componentes de escape con buena conformabilidad, resistencia a temperatura elevada, resistencia a la oxidacion a temperatura elevada y tenacidad a baja temperatura. - Google Patents
Chapa ade acero inoxidable ferritico para uso en componentes de escape con buena conformabilidad, resistencia a temperatura elevada, resistencia a la oxidacion a temperatura elevada y tenacidad a baja temperatura.Info
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Abstract
Una chapa delgada de acero ferrítico mejorada de forma concurrente en conformabilidad, resistencia a la oxidación a temperatura elevada, resistencia a temperatura elevada, y tenacidad a baja temperatura que comprende en porcentaje en masa C: no más del 0, 02%, Si: de 0, 7% a 1, 1%, Mn: no más del 0, 8%, Ni: no más del 0, 5%, Cr: 8, 0 o menos de 11, 0%, N: no más del 0, 02%, Nb: de 0, 10% a 0, 50%, Ti: de 0, 07% a 0, 25%, Cu: de 0, 02 a 0, 5%, B: de 0, 0005 a 0, 02%, V: de 0 (sin adición) a 0, 20%, uno o ambos de Ca y Mg: de 0 (sin adición) a 0, 01% en total, uno o más elementos entre Y y elementos de tierras raras: de 0 (sin adición) a 0, 20% en total, y el resto de Fe e impurezas inevitables, y tiene una composición química que satisface todas las ecuaciones (1) a (3): ¿(1)¿ 3 Cr + 40 Si = 61 ¿(2)¿ Cr + 10 Si = 21 ¿(3)¿ 420 C ¿ 11, 5 Si + 7 Mn + 23 Ni ¿ 11, 5 Cr ¿ 12 Mo + 9 Cu ¿ 49 Ti ¿ 25 (Nb + V) ¿ 52 AI + 470 N + 189 = 70 comprendiendo de forma opcional dicha chapa delgada en porcentajeen masa: Mo: no más de 0, 50% y Al: no más de 0, 10%.
Description
Chapa de acero inoxidable ferrítico para uso en
componentes de escape con buena conformabilidad, resistencia a
temperatura elevada, resistencia a la oxidación a temperatura
elevada y tenacidad a baja temperatura.
Esta invención se refiere a una chapa delgada de
acero ferrítico mejorada de forma concurrente en conformabilidad
tal como capacidad de embutición profunda, conformabilidad por
estiramiento y similares, resistencia a temperatura elevada,
resistencia a la oxidación a temperatura elevada y tenacidad a baja
temperatura, en particular una chapa delgada de acero que, siendo
útil en una atmósfera de temperatura elevada de 800 a 900ºC, sea
adecuada para uso en componentes para paso de gas de escape en motor
de automóvil.
Debido a que los aceros inoxidables ferríticos
tienen un coeficiente de expansión térmico más pequeño que los
aceros inoxidables austeníticos y son excelentes en propiedad de
fatiga térmica y propiedad de oxidación a temperatura elevada, se
usan como materiales resistentes al calor en aplicaciones en las que
la deformación térmica es una exigencia. Aplicaciones típicas
incluyen componentes para paso de gas de escape en motor de
automóvil tales como colectores de escape, conductos frontales,
cilindros de salida para soporte del catalizador, conductos
centrales, silenciadores y tubos de escape.
Una tendencia observada en motores de automóviles
recientes es aumentar la temperatura del gas de escape con el fin
de mejorar la eficiencia de purificación del gas de escape y el
rendimiento. Esto ha aumentado la necesidad de gran resistencia al
calor (resistencia a temperatura elevada y resistencia a la
oxidación a temperatura elevada) en particular en el colector de
escape, conducto frontal, cilindro exterior del soporte del
catalizador y los demás componentes en torno al motor. Una tendencia
que ha emergido recientemente para la forma de los componentes para
paso del gas de escape es que comienzan a ser más complicados. Esto
es especialmente notable en el colector de escape y cilindro
exterior del soporte del catalizador, los cuales se conforman en
configuraciones complejas mediante distintos procedimientos, que
incluyen prensado mecánico, servoprensado, torneado e
hidroconformado. Por tanto no es suficiente para los materiales
usados en estos componentes ser meramente buenos en elongación por
estiramiento y plegabilidad. Ahora se requiere también que estos
sean excelentes en conformabilidad tal como típicamente capacidad de
embutición profunda y conformabilidad por estiramiento, y la
anisotropía en el plano de su procesabilidad ha de ser pequeña.
Además, debido al hecho de tener que considerar la prevención de la
fluctuación dúctil y el agrietamiento quebradizo durante el
procesamiento secundario y terciario, también deben ser excelentes
en cuanto a tenacidad a temperatura baja. Además, no se puede
sacrificar la resistencia al calor en el interés de mejorar la
conformabilidad y la tenacidad a temperatura baja, debido a que la
mayor complejidad de forma aumenta la probabilidad de fractura por
fatiga térmica que tiene lugar debido a la concentración de
deformación térmica en una localización única durante el arranque y
parada del motor y también refuerzo de la vulnerabilidad a oxidación
anormal provocada por la temperatura del material que aumenta
localmente.
El SUH409L y SUS430J1L son conocidos como aceros
inoxidables ferríticos que tienen elevada resistencia al calor. El
SUH409L se usa comúnmente como un material componente para paso de
gas de escape debido a su buena procesabilidad y tenacidad a
temperatura baja. Sin embargo, el nivel de su resistencia al calor
lo hace no adecuado para aplicaciones en las que la temperatura del
material supera los 800ºC. Está también falto de suficiente
capacidad de embutición profunda para aplicación a componentes con
formas complicadas. El SUH430J1L presenta excelente resistencia al
calor que lo hace útil a 900ºC. Pero es duro y pobre en
conformabilidad.
A la luz de lo anteriormente indicado se han
desarrollado los siguientes aceros ferríticos resistentes al
calor.
La referencia de patente 1 entre las referencias
enumeradas más adelante muestra un acero inoxidable resistente al
calor ferrítico con un nivel de Cr de 17,0 a 25,0%. A este acero se
añade Mo y Cu en combinación para mejorar la resistencia a
temperatura elevada y Mn para suprimir el formación de
incrustaciones. La degradación del valor de impacto por parte de Mo
se supera en algún grado mediante adición combinada de Cu y Ni. Sin
embargo, la conformabilidad del acero no es adecuada para copar las
necesidades de los componentes para paso de gas de escape con forma
compleja. Y su elevado contenido en Cr lo hace desventajoso en
cuanto al aspecto del coste.
La referencia de patente 2 muestra un acero
inoxidable ferrítico de Cr al 13% que muestra resistencia al calor
al menos tan buena como un acero inoxidable ferrítico de Cr al 18% y
también ha mejorado la propiedad de corrosión por sal a temperatura
elevada. En este acero, la resistencia a temperatura elevada se
incrementa asegurando la presencia de Nb en solución sólida, la
propiedad de oxidación a temperatura elevada se mejora con la libre
adición de Mn y Si, y la resistencia a la corrosión inducida por
NaCl se mejora con el Si. Sin embargo, ya que no se indica
consideración determinada para la mejora de la conformabilidad y la
tenacidad a baja temperatura, el acero no puede responder de forma
adecuada a los actuales requerimientos tocos mencionados
previamente.
\newpage
La referencia de patente 3 muestra un acero
inoxidable ferrítico resistente al calor que contiene Nb con un
nivel de Cr de 11,0 a 15,5% que se dirige a mejorar la resistencia a
la oxidación a temperatura elevada y adherencia de incrustaciones.
Estas propiedades se mejoran de forma remarcada restringiendo
estrictamente Mn/Sn al intervalo de 0,7 a 1,5. Esta referencia de
patente también muestra mejora de tenacidad a baja temperatura y
procesabilidad por adición de Cu. En lo que respecta a la
procesabilidad, por ejemplo, presenta datos que muestran que no tuvo
lugar agrietamiento en un ensayo de flexión a 180 grados. Sin
embargo, la luz del hecho de que las demandas respecto a la forma
de los componentes para paso de gas de escape comienzan a ser cada
vez más cambiantes, los materiales usados en estos componentes han
venido requiriendo conformabilidad excelente que sea compatible con
distintos procedimientos de conformación (descritos posteriormente).
En lo que respecta a este punto, el acero de la referencia de
patente 3 no presta atención a la capacidad de embutición profunda
y otra conformabilidad por estiramiento relacionada con la
embutición y, como tal, no se puede considerar capaz de responder a
los rigurosos requerimientos de hoy en día. Además, su contenido en
Cr del 11,0% o más está en el nivel requerido en un acero
inoxidable, que es inconsistente con el deseo de reducir coste
mediante la disminución del contenido en Cr en componentes para paso
del gas de escape que no requiere necesariamente uso de aceros
inoxidables.
La referencia de patente 4 muestra un acero
inoxidable ferrítico para colectores de escape que contiene Cr de
11 a 14%. Este es un acero mejorado en resistencia a temperatura
elevada mediante adición positiva de Si a un acero que contiene Nb.
Su elevada temperatura puede considerarse que es la misma que el
acero de la referencia de patente 3. Sin embargo, debido a que no se
considera mejorar la conformabilidad y tenacidad a baja temperatura
más allá del nivel de la técnica anterior, este es incapaz de
responder por completo a las toscas demandas en los aceros en los
últimos años. Este también necesita más reducción del nivel de
Cr.
La referencia a la patente 5 muestra un acero
resistente al calor ferrítico para componentes para paso de gas de
escape del motor que tiene un contenido en Cr de 8,0 a 10,0%. Este
es un acero que alcanza mejor resistencia al calor que el SUH409L a
la vez que también reduce el coste por el bajo contenido en Cr. Esta
referencia muestra además que el Cu es efectivo para la mejora de la
tenacidad a temperatura baja y procesabilidad. En lo que respecta a
la procesabilidad se encontró, por ejemplo, que posee ductilidad en
un par SUH409L en ensayos de tensión a temperatura ambiente. Sin
embargo, debido a que no se dirige a la mejora de la anisotropía en
el plano de la ductilidad o embutición profunda, se queda sin
resolver el problema de facilitar conformabilidad coincidiendo por
completo con las necesidades de varios procedimientos de
conformación (descritos posteriormente). Esto no ofrece un
procedimiento para facilitar de forma consistente la excelente
tenacidad a baja temperatura. Por tanto, la referencia de patente 5
no se puede considerar que responda suficientemente a los rigurosos
requerimientos recientes en lo que respecta a los componentes para
paso del gas de escape.
Las referencias de patente 6 y 7 muestran aceros
ferríticos con un contenido en Cr de 10 a menos del 15% que mejoran
la resistencia a la corrosión frente a humedad condensada por
silenciadores y otros componentes a temperatura baja y también la
resistencia a temperatura elevada necesitada por colectores de
escape y otros componentes a temperatura elevada. No obstante estos
aseguran sólo procesabilidad en términos de carga de prueba, a la
vez que no ofrece nada específico en lo que respecta a la
resistencia a la oxidación a temperatura elevada. Las referencias de
patente 6 y 7 no se dirigen a la finalidad de mejorar de forma
concurrente y consistente la resistencia a la oxidación a
temperatura elevada y la conformabilidad con buena reproducibilidad,
y no citan nada en lo relativo a procedimientos de conseguir este
objetivo. Por tanto, desde el punto de vista de fabricación de
componentes para paso del gas de escape de distintas formas
complejas, los aceros mostrados por las referencias de patente 6 y 7
no se pueden considerar aceros que cumplan todos los requerimientos
de conformabilidad.
Referencia de patente
1
JP-A-Hei
3(1991)-274245 (p3, columna derecha superior,
línea 1 - p4, columna derecha superior, línea 9)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
2
JP-A-Hei
5(1993)-125491 (párrafos 0012 a 0016)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
3
JP-A-Hei
7(1995)-11394 (párrafos 0014 a 0021, 0028,
0029, tabla 6, figura 1)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
4
JP-A-Hei
7(1995)-145453 (párrafos 0011 a 0021)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
5
JP-A-Hei
10(1998)-147848 (párrafos 0003 a 0005,
0014)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
6
JP-A-Hei
10(1998)-204590 (párrafos 0026 a 0036,
0072)
\vskip1.000000\baselineskip
Referencia de patente
7
JP-A-Hei
10(1998)-204591 (párrafos 0028 a 0037,
0074)
\vskip1.000000\baselineskip
Como se explicó anteriormente, se requiere ahora
que la chapa delgada de acero para componentes para paso de gas de
escape de automóviles contribuya a la libertad de diseño de
componente mayores ofreciendo excelente conformabilidad que permite
la fabricación en formas complicadas mediante una diversidad de
procedimientos de conformación. Pero se debería cumplir mejor esta
necesidad a la vez que se mantiene la resistencia a temperatura
elevada y resistencia a la oxidación a temperatura elevada a 800 a
900ºC en un par con SUS430J1L, y también asegurar excelente
tenacidad a temperatura baja. Sin embargo como se puede apreciar a
partir de las referencias de patente anteriormente mencionadas, aún
no se ha desarrollado chapa delgada de acero que se encuentre
mejorada de forma concurrente en un grado elevado en
conformabilidad, resistencia a temperatura elevada, resistencia
frente a la oxidación a temperatura elevada y tenacidad a baja
temperatura.
Un objeto de la presente invención es
proporcionar un nuevo acero resistente al calor ferrítico que
ofrezca de forma concurrente excelente conformabilidad que permita
aplicación fácil en componentes para paso de gas de escape en
automóviles configurados de forma compleja, excelente resistencia a
temperatura elevada y resistencia a oxidación a temperatura elevada
que le permite resistir el uso a 900ºC y excelente tenacidad a baja
temperatura que presenta una temperatura de transición de energía de
menos 50ºC o inferior, y que es de coste reducido mediante la
reducción del contenido en Cr por debajo del 11 por ciento en
masa.
Los inventores llevaron a cabo un estudio para
determinar porqué aún no se ha alcanzado de forma concurrente
excelente conformabilidad, resistencia a temperatura elevada,
resistencia a la oxidación a temperatura elevada, y tenacidad a baja
temperatura aún en una chapa delgada de acero. En base a nuestros
hallazgos se ha concluido que una causa principal es el hecho de no
haber encontrado medios para establecer de forma concurrente con
estabilidad elevada y buena reproducibilidad las propiedades de
conformabilidad y resistencia a la oxidación a temperatura elevada
entre las anteriores propiedades. Luego, en un estudio a fondo, los
inventores descubrieron que cuando el equilibrio de austenita se
ajusta en la forma de la ecuación (3) indicada a continuación,
entonces, como muestra la ecuación (2) indicada a continuación,
existe una región de contenido en Si y Cr en la que se pueden
establecer de forma concurrente tanto conformabilidad como
resistencia a la oxidación a temperatura elevada excelentes.
Además en la evaluación de la procesabilidad en
componentes para paso de gas de escape configurados de forma
compleja, no se puede desestimar la propiedad de la capacidad de
embutición profunda entre los diferentes aspectos de
conformabilidad. Se ha encontrado que un modo efectivo para mejorar
la capacidad de embutición profunda de una acero ferrítico con
resistencia al calor adicionado con Nb es añadir Ti en combinación
con el Nb. Los inventores aprendieron además que la capacidad de
embutición profunda (relación de deformación plástica media
r_{AV}) y la anisotropía en el plano del mismo (anisotropía
plástica \Deltar) se pueden mejorar mediante recristalización
parcial de la chapa delgada laminada en caliente.
Se debería observar, sin embargo, que la adición
de Ti degrada la tenacidad a baja temperatura. Se encontró que la
adición combinada de Cu y B mejoró de forma más efectiva la
tenacidad a baja temperatura de lo que lo hizo la adición de Cu
sólo.
Sin embargo cuando la cantidad de Cu añadido se
aumentó de forma progresiva, se observó que aparecía abruptamente un
fenómeno de inducción de oxidación anormal. Además, se descubrió un
intervalo apropiado de Cu que permite la mejora concurrente de la
tenacidad a baja temperatura y resistencia a la oxidación a
temperatura elevada.
La presente invención se realizó en base a los
anteriores hallazgos.
De forma específica, el objeto anteriormente
citado se consigue con una chapa delgada de acero ferrítico mejorado
de forma concurrente en conformabilidad, resistencia a la oxidación
a temperatura elevada, resistencia a temperatura elevada y tenacidad
a baja temperatura que comprende, en porcentaje en masa, C: no más
de 0,02%, Si: de 0,7 a 1,1%, Mn: no más de 0,8%, Ni: no más de
0,5%, Cr: 8,0 a menos de 11,0%, N: no más de 0,02%, Nb: 0,10 a
0,50%, Ti: de 0,07 a 0,25%, Cu: de 0,02 a 0,5%, B: de 0,0005 a
0,02%, V: de 0 (sin adición) a 0,20%, preferiblemente de 0,01 a
0,20%, uno o ambos de Ca y Mg: de 0 (sin adición) a 0,01% en total,
preferiblemente de 0,0003 a 0,01% en total, uno o más elementos
entre Y y elementos de tierras raras: de 0 (sin adición) a 0,20% en
total, preferiblemente de 0,01 a 0,20% en total, y el resto de Fe e
impurezas inevitables, y que presenta una composición química que
satisface todas las ecuaciones (1) a (3):
- 3 Cr + 40 Si \geq 61
- \hskip1,5cm ...(1)
- Cr + 10 Si \leq 21
- \hskip1,5cm ...(2)
| \begin{minipage}[b]{125mm} 420 C - 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11,5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189 \leq 70\end{minipage} | ...(3) |
La chapa delgada de acero puede incluir además
Mo: no más de 0,50% y Al: no más de 0,10%.
Cada símbolo de elemento en las ecuaciones (1) a
(3) está sustituido por un valor que presenta el contenido del
elemento en porcentaje en masa. En la ecuación (3), los símbolos de
los elementos no contenidos estaban sustituidos por cero.
En la presente invención, la chapa delgada de
acero anteriormente citada puede tener una estructura metálica
obtenida por laminación en frío y recocido de una chapa delgada
laminada en caliente parcialmente recristalizada. Una "chapa
delgada laminada en caliente parcialmente recristalizada" como se
cita en esta invención significa una chapa delgada laminada en
caliente que cuenta se con granos recristalizados en 10 a 90% en
volumen de su estructura y el resto de la misma se trata de granos
no recristalizados. La cantidad de granos recristalizados presentes
puede determinarse mediante la observación de una sección
transversal de la chapa delgada laminada en caliente con un
microscopio óptico. Por "chapa delgada laminada en caliente" se
entiende la chapa delgada de acero que se ha sometido a laminación
en caliente y puede ser sometida a tratamiento con calor tras
laminación en caliente pero no se ha de someter a laminación en
frío. La estructura metálica final obtenida por realización de la
laminación en frío y recocido se recristaliza por completo.
En la presente invención, además, la chapa
delgada de acero anteriormente citada puede tener una estructura
metálica obtenida por laminación en frío y recocido de una chapa
delgada laminada en caliente totalmente recristalizada. Una "chapa
delgada laminada en caliente totalmente recristalizada" como se
cita en esta invención significa una chapa delgada laminada en
caliente que cuenta con granos recristalizados en más del 90% en
volumen de su estructu-
ra.
ra.
La chapa delgada de acero delgada proporcionada
por la presente invención es particularmente una usada como la
fabricada en un componente para paso de gas de escape en motor de
automóvil.
La figura 1 es un gráfico que muestra cómo el
contenido en Ti y la diferencia entre recristalización parcial y
completa tras laminación en caliente afecta al valor r (r_{D}) a
45 grados respecto a la dirección de laminación en aceros férricos
cuya composición básica era 10 Cr - 0,9 Si - 0,3 Nb - 0,1 V - 0,1
Cu.
La figura 2 es un gráfico que muestra cómo el
contenido en Cu afectó a la temperatura de transición de energía y
la cantidad de oxidación aumenta tras 900ºC x 200 horas de
calentamiento en la atmósfera en aceros ferríticos cuya composición
básica era 10 Cr - 0,9 Si - 0,3 Nb - 0,1 V - 0,001 B.
La figura 3 es un gráfico que muestra cómo el
contenido en Cr y el contenido en Si afectaba la resistencia de
oxidación a temperatura elevada y la conformabilidad en aceros
férricos cuya composición básica era de 8 a 14 Cr - 0,5 a 1,0 Si -
0,3 Nb - 0,1 Ti - 0,1 V - 0,1 Cu.
La figura 4 es un gráfico que muestra cómo la
elongación a 45 grados respecto a la dirección de laminación en un
ensayo de tensión a temperatura ambiente variaba con el valor AM (AM
= 420 C - 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11,5 - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25
(Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189) en aceros ferríticos cuya
composición básica era de 8 a 14 Cr -
0,5 a 1,0 Si - 0,3 Nb - 0,1 Ti - 0,1 V - 0,1 Cu y que satisfacía las ecuaciones (1) y (2).
0,5 a 1,0 Si - 0,3 Nb - 0,1 Ti - 0,1 V - 0,1 Cu y que satisfacía las ecuaciones (1) y (2).
La figura 1 muestra cómo el contenido de Ti y la
diferencia entre recristalización parcial y completa tras laminación
en caliente afectó al valor r (r_{D}) a 45 grados respecto a la
dirección de laminación en aceros ferríticos cuya composición básica
era 10 Cr - 0,9 Si - 0,3 Nb - 0,1 V - 0,1 Cu. Las chapas delgadas
laminadas en caliente parcialmente recristalizadas eran chapas
delgadas laminadas en caliente de 4,0 mm de espesor tratadas de 700
a 1000ºC durante 1 minuto para tener una estructura en la que de 10
a 90% en volumen se trataba de granos recristalizados. Las chapas
delgadas laminadas en caliente recristalizadas totalmente eran
chapas delgadas laminadas en caliente de 4,0 mm de espesor tratadas
a aproximadamente 1050ºC durante 1 minuto. Las chapas delgadas
laminadas en caliente se laminaron en frío hasta 2,0 mm y se
recristalizaron totalmente por recocido a 1050ºC, después de lo cual
se cortaron de las mismas probetas para ensayo de tensión. Como se
puede apreciar en la figura 1, el valor r_{D} subió cuando se
añadió Ti hasta un contenido de 0,07% en masa o más. Adicionalmente,
el valor r_{D} se mejoró de forma remarcada durante todo el
intervalo de contenido en Ti mediante recristalización parcial de
las chapas delgadas de acero tras laminación en caliente.
Aunque no está totalmente claro qué provocó estas
mejoras, es probable que el Ti, cuyo carbonitruro produce capacidad
es más fuerte que el del Nb, fijase C y N, y de ahí que este
reduciese el C y N en solución sólida, la pureza de la matriz se
incrementó hasta un nivel elevado que promovió el desarrollo de
(111) textura de agregado plano favorable para la mejora de la
procesabilidad durante la recristalización en el recocido final. Se
cree que este efecto se manifiesta por si mismo cuando el contenido
en Ti alcanza 0,07% en masa o más. Por otro lado, es probable que la
recristalización parcial de la chapa delgada laminada en caliente
produjese de forma uniforme precipitados de Nb-Ti
finos que suprimían el desarrollo de (100) textura de agregado plano
a pesar de ir en detrimento de la mejora de procesabilidad y
promovió el desarrollo de (111) textura de agregado plano.
La figura 2 muestra cómo el contenido en Cu
afectó la temperatura de transición de energía y la cantidad de
oxidación aumentó tras 900ºC x 200 horas de calentamiento en la
atmósfera en aceros férricos cuya composición básica era 10 Cr - 0,9
Si - 0,3 Nb - 0,1 V - 0,001 B. Las muestras usadas eran chapas
delgadas de acero totalmente recristalizado obtenidas mediante
laminación en frío de chapas delgadas laminadas en caliente de 4,0
mm de espesor parcialmente cristalizadas hasta un espesor de 2,0 mm
y luego finalmente recocido de las mismas a 1050ºC. La temperatura
de transición de energía se determinó mediante un ensayo de impacto
Charpy. Se tomaron 5 probetas de ensayo (2 mm de anchura) de acuerdo
con JIS Z 2202 de modo que la dirección de impacto sería paralela a
la dirección de laminación, el ensayo se llevó a cabo a menos 100
hasta más 25ºC de acuerdo con JIS Z 2242, y se determinó la
temperatura de transición de energía a partir de la interrelación
entre la temperatura de ensayo y la energía absorbida.
El aumento del nivel de oxidación se determinó de
acuerdo con JIS Z 2281 mediante medida del aumento en peso de la
probeta de ensayo cuando se mantenía a 900ºC en la atmósfera de
forma continua durante 200 horas. Como se puede apreciar en la
figura 2, en un acero ferrítico que contiene una cantidad apropiada
de B, ligera adición de Cu en torno a 0,02% en masa produjo de forma
efectiva una mejora en la tenacidad a baja temperatura. Sin embargo
se descubrió de nuevo que cuando la cantidad añadida supera el 0,5%
en masa, la resistencia a la oxidación degenera rápidamente.
Las razones para las anteriores observaciones aún
no se han determinado completamente, es probable en lo que respecta
a la tenacidad a baja temperatura que se elimine la presencia de
cristal doble, una causa de la fragilidad a baja temperatura,
mientras que es probable en lo que respecta a la presencia de
oxidación anormal que la desestabilización del equilibrio de la fase
matriz provocada por la oxidación de Cr y Si se agravase por el
Cu.
La figura 3 muestra cómo el contenido en Cr y el
contenido en Si afectaron la resistencia a la oxidación a
temperatura elevada y la conformabilidad en aceros ferríticos cuya
composición básica era de 8 a 14 Cr - 0,5 a 1,0 Si - 0,3 Nb - 0,1 Ti
- 0,1 V - 0,1 Cu. Se prepararon las muestras mediante el
procedimiento explicado en lo referente a la figura 2. Se usó la
carga de prueba al 0,2% a 45 grados respecto a la dirección de
laminación determinada en un ensayo de tensión a temperatura
ambiente como un índice de conformabilidad. Cuando este valor
superaba 300 MPa, se juzgó que al acero, como un material para
componentes para paso de gas de escape, era básicamente en
conformabilidad incapaz de cumplir las necesidades de distintos
procedimientos de conformación. Como se puede apreciar en la figura
3, el bajo contenido en Cr y Si dio lugar a la existencia de
oxidación anormal durante 900ºC x 100 horas de calentamiento en la
atmósfera. Por otro lado, la conformabilidad se deterioró con
aumento del contenido en Cr y Si. Sin embargo, se había encontrado
una región de combinación Cr-Si en la que se podían
obtener resistencia a la oxidación a temperatura elevada a 900ºC
satisfactoria y conformabilidad satisfactoria. La existencia de una
región de este tipo no era conocida hasta ahora. Por tanto, a pesar
del desarrollo de distintos aceros ferríticos resistentes al calor
eran todos ellos inferiores en resistencia a la oxidación a
temperatura elevada o conformabilidad y no emergía acero que pudiese
satisfacer los requerimientos de fidelidad y con buena
reproducibilidad.
La región en la que se puede obtener tanto
excelente resistencia a la oxidación a temperatura elevada como
conformabilidad es aquella en la que los puntos circulares en blanco
se encuentran presentes en la figura 3. Esta región está delimitada
por las ecuaciones (1) y (2):
- 3 Cr + 40 Si \geq 61
- \hskip1,5cm ...(1)
- Cr + 10 Si \geq 21
- \hskip1,5cm ...(2)
La figura 4 muestra cómo la elongación en un
ensayo de tracción a temperatura ambiente variaba con el valor AM
(AM = 420 C - 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11,5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49
Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189) en aceros ferríticos cuya
composición básica era de 8 a 14 Cr - 0,5 a 1,0 Si - 0,3 Nb - 0,1
Ti - 0,1 V - 0,1 Cu y que satisfacía las ecuaciones (1) y (2). El
valor AM representa el equilibrio entre la fase de ferrita y la fase
de austenita. Como se puede apreciar en la figura 4 se obtuvo
ductilidad elevada sólo en la región de un valor AM no superior a 70
y degeneró de forma precipitada cuando AM superaba 70. Por tanto, la
conformabilidad y la resistencia a la oxidación a temperatura
elevada se mejoran de forma concurrente sólo cuando la ecuación (3)
es satisfecha además de las ecuaciones (1) y (2):
| \begin{minipage}[b]{125mm} 420 C - 11,5 Si + 7 Mn + 23 Ni - 11,5 Cr - 12 Mo + 9 Cu - 49 Ti - 25 (Nb + V) - 52 Al + 470 N + 189 \leq 70\end{minipage} | ...(3) |
Las características que definen la presente
invención se explicarán ahora.
C y N son por lo general efectivos para la mejora
de la carga de fluencia, carga de rotura por fluencia y otras
propiedades de resistencia a temperatura elevada. Sin embargo en un
acero ferrítico, la tenacidad a baja temperatura se degrada por un
contenido elevado en C y N. Esto hace que sea necesario aumentar la
cantidad de Nb y Ti añadido con el fin de estabilizar el C y N como
carbonitruros. El resultado es mayor coste. Por otro lado, un
intento para reducir de forma notable el contenido en C y N hace la
fabricación de acero más onerosa, lo que también aumenta el coste. A
partir de distintos estudios se encontró que en la presente
invención un contenido de hasta el 0,02% en masa es permisible
tanto para C como para N. Se debería observar, sin embargo, que
cuando la cantidad de Ti y Nb añadido se fija de forma apropiada, se
obtienen en particular buena conformabilidad y resistencia al calor
cuando la cantidad de (C + N) está en el intervalo de 0,01 a 0,02%
en masa. El contenido total de C y N combinado es por tanto
preferiblemente de 0,01 a 0,02% en masa.
Si y Cr son ambos muy efectivos para mejorar la
propiedad de oxidación a temperatura elevada pero también endurecen
el acero. Con el fin de establecer tanto conformabilidad excelente
como resistencia a la oxidación a temperatura elevada excelente, los
contenidos en Si y Cr necesitan ser controlados dentro del intervalo
que satisface las ecuaciones (1) y (2), como se explicó previamente
con referencia a la figura 3. Sin embargo, además de ser controlado
en base a estas ecuaciones los límites superior e inferior del
contenido en Si y Cr se definen adicionalmente desde el punto de
vista de asegurar buena resistencia a la corrosión y tenacidad a
baja temperatura. El nivel requerido mínimo de resistencia a la
corrosión ejemplificado por SUH409L no puede ser alcanzado cuando
los contenidos en Si y Cr son demasiado pequeños, mientras que el
nivel de tenacidad a baja temperatura del acero SUH409L no se puede
realizar cuando sus contenidos son demasiado altos. El contenido en
Si se define por tanto como 0,7 a 1,1% en masa. Un intervalo más
preferible de contenido en Si es de 0,8 a 1,0% en masa. El contenido
en Cr se define como 8,0 a menos de 11,0%. Un intervalo más
preferible de contenido en Cr es 9,0 a menos de 11,0% y un intervalo
aún más preferible de contenido en Cr es de 9,0 a menos de
10,0%.
El Mn endurece el acero y degrada su tenacidad a
baja temperatura y conformabilidad cuando se añade en exceso. De
forma particular, en el sistema de composición de la presente
invención, la adición excesiva de Mn es responsable de afectar de
forma adversa la resistencia a la oxidación a temperatura elevada
por provocar la generación de fase austenítica durante el uso en
caliente. El límite superior del contenido en Mn se define por tanto
como 0,8% en masa. En el sistema de composición de la presente
invención, en particular cuando se requiere adherencia de escala
excelente al nivel de 900ºC, se añade preferiblemente Mn dentro del
intervalo de contenido en 0,2 a 0,8% en masa.
El Ni es efectivo para la mejora de la tenacidad
a baja temperatura pero endurece el acero y degrada su
conformabilidad cuando se añade en exceso. Además, en el sistema de
composición de la presente invención, la adición excesiva de Ni es,
como la adición excesiva de Mn, responsable de degradar la
resistencia a la oxidación a temperatura elevada por provocar la
generación de fase austénica durante el uso en caliente. El límite
superior del contenido en Ni se define por tanto como 0,5% en
masa.
El Nb es muy efectivo para la mejora de la
resistencia a temperatura elevada. Debido a que se añade Ti en la
presente invención, no se fija sustancialmente Nb a C y N, de modo
que esencialmente todo el Nb añadido se puede considerar que actúa
de forma efectiva hacia la mejora de la resistencia a temperatura
elevada. Este efecto se manifiesta por sí mismo a un contenido de no
más del 0,10% en masa. Por otro lado, la adición de Nb excesiva
degrada la conformabilidad y resistencia a baja temperatura. El
contenido en Nb se define por tanto como 0,10 a 0,50% en masa. Con
el fin de obtener aún mayor conformabilidad y resistencia a
temperatura elevada, se prefiere un contenido en Nb en el intervalo
de 0,10 a 0,40% en masa.
El Ti fija C y N y en general es conocido por
mejorar la resistencia a la corrosión del contorno del grano. Sin
embargo, en esta invención es un elemento muy importante para la
mejora de la conformabilidad (en particular la capacidad de
embutición profunda). El efecto de mejora de la conformabilidad del
Ti aparece de forma visible a contenido no inferior al 0,07% en masa
(véase la figura 1). Sin embargo, adición de Ti excesiva degrada la
tenacidad y afecta de forma adversa las propiedades de superficie
del producto. El contenido en Ti se define por tanto como 0,07 a
0,25% en masa. Para la obtención de un elevado nivel de resistencia
a temperatura elevada, el Ti se añade preferiblemente para
satisfacer Ti \geq 6 (C + N). Con el fin de obtener un producto
con propiedades de superficie tan buenas como o mejores que SUH409L,
el Ti se añade preferiblemente en un contenido de no más de 0,20% en
masa.
El Mo es efectivo para aumentar la resistencia a
temperatura elevada pero hace el acero frágil cuando está presente
en un alto contenido. Además, el Mo es muy caro. Aunque se pueda
asegurar adecuada resistencia al calor sin adición de Mo mediante
optimización de los contenidos de otros elementos constituyentes, la
adición de Mo es ventajosa en cuanto a que aumenta la libertad de
diseño de la composición. Cuando se incorpora el Mo su contenido es
preferiblemente no superior a 0,50% en masa. Cuando la resistencia
al calor es de mayor interés que el coste, se puede añadir Mo en
exceso de 0,5% en masa pero no se debería añadir en más del 3,0% en
masa, más allá de esta cantidad tiene lugar un declive extremo de la
tenacidad a baja temperatura.
El Cu mejora la tenacidad a baja temperatura. Sin
embargo, con el fin de mejorar de forma notable la tenacidad a baja
temperatura respecto al nivel requerido en componentes para paso de
gas de escape es importante incorporar no más del 0,02% en masa de
Cu en combinación con B (descrito más adelante). Sin embargo cuando
el contenido en Cu supera el 0,5% en masa, la resistencia a la
oxidación a temperatura elevada degenera de forma aguda (véase la
figura 2). El contenido en Cu se define por tanto como 0,02 a 0,5%
en masa en la presente invención.
V, como Nb y Ti, es un elemento de formación de
carbonitruros que es efectivo para la mejora de la resistencia a la
corrosión del contorno del grano y la tenacidad de sitios afectados
por el calor de la soldadura. Además, como el Nb, el V contribuye a
la mejora de la resistencia a temperatura elevada en el estado de
solución sólida. Este efecto es particularmente pronunciado cuando
el V está presente junto con Nb. Además se cree que el V es efectivo
para la mejora de la resistencia a la oxidación a temperatura
elevada. Sin embargo un contenido en V que supera el 0,20% en masa
degrada la procesabilidad y la tenacidad a baja temperatura. Cuando
se añade el V, por tanto, su contenido se debe mantener en no más
del 0,20% en masa. Para obtener por completo los efectos anteriores
del V, se añade preferiblemente en el intervalo de 0,01 a 0,20% en
masa.
El Al es altamente efectivo para la mejora de la
resistencia a la oxidación a temperatura elevada. Sin embargo, la
composición de acuerdo con la presente invención se diseña para
permitir excelente resistencia a la oxidación a temperatura elevada
incluso sin incorporación de Al. La adición de Al excesiva degrada
la conformabilidad, soldabilidad y tenacidad a baja temperatura.
Además, la deoxidación por el Al no es particularmente necesaria
debido a que la presente invención invoca la adición de Ti y Si.
Cuando se incorpora el Al se debe añadir en no más del 0,10% en
masa. Cuando se añade Al en un caso en el que la conformabilidad,
soldabilidad y tenacidad a temperatura baja son particularmente
importantes, el contenido en Al se restringe preferiblemente a no
más del 0,07% en masa.
El B suprime la fragilidad a baja temperatura y
de forma secundaria aporta fragilidad a un acero ferrítico que
contenga también Nb y Ti. Se encontró que este efecto es pronunciado
cuando el B se añade en combinación con Cu. Con el fin de mejorar
por completo la tenacidad a baja temperatura, el B necesita ser
añadido en no más del 0,0005% en masa. Por otro lado la adición de B
excesiva más allá del 0,02% en masa lleva a la generación de boruros
que degradan la conformabilidad y degradan más bien que mejoran la
tenacidad a baja temperatura. En la presente invención, el B se
incorpora de 0,0005 a 0,02% en masa, junto con Cu de 0,02 a 0,5% en
masa.
El Ca y Mg presentan fuerte fuerza de unión con S
y por tanto reducen la cantidad de generación de MnS para mejorar la
resistencia a la corrosión. Además, el Ca y Mg son elementos que por
sí mismos actúan de forma efectiva para mejorar la resistencia a la
oxidación a temperatura elevada. Por tanto, cuando es de importancia
la resistencia a la corrosión y la resistencia a la oxidación a
temperatura elevada estos elementos se pueden añadir en la forma
requerida. Sin embargo, la adición en grandes cantidades aumenta las
inclusiones que degradan la tenacidad a baja temperatura y
conformabilidad. Por tanto cuando se añaden uno o ambos Ca y Mg el
contenido combinado de los mismos necesita ser mantenido en no más
del 0,01% en masa. Con el fin de evidenciar el efecto de la adición
de Ca y Mg fuertemente, el total de los contenidos de Ca y Mg
debería ser preferiblemente de 0,003 a 0,01% en masa.
Y y REM (elementos de tierras raras) tales como
La y Ce estabilizan el recubrimiento de óxido de cromo que se forma
sobre la superficie del acero y, mediante la mejora de la adherencia
entre la matriz del acero y el recubrimiento de óxido, mejorando de
forma manifiesta la resistencia a la oxidación a temperatura elevada
de la chapa delgada de acero. Por tanto cuando la resistencia a la
oxidación a temperatura elevada es un interés principal, estos
elementos se pueden añadir en la forma requerida. Sin embargo, la
adición en grandes cantidades no sólo degrada la conformabilidad y
tenacidad a baja temperatura sino también promueve la generación de
inclusiones que pueden llegar a ser puntos de partida de oxidación
anormal, lo que significa que la resistencia a la oxidación a
temperatura elevada se degrada más que se mejora. Por tanto, cuando
se añaden uno o más elementos seleccionados entre Y y elementos de
tierras raras, la cantidad combinada de los mismos debe ser de no
más del 0,20% en masa. Para maximizar el efecto de la adición Y y
REM, se deben añadir preferiblemente uno o más elementos
seleccionados entre estos elementos en un total combinado de 0,01 a
0,20% en masa.
Como elementos adicionales se pueden incluir uno
o más de Zr, Hf, Ta, W, Re y Co por su capacidad para mejorar la
resistencia a temperatura elevada. Debido a la excesiva adición de
estos elementos se endurece el acero, sin embargo, cuando se
incorporan estos deben ser añadidos en un contenido combinado de no
más del 3,0% en masa. La cantidad preferible no es más del 0,5% en
masa del total.
El contenido de P, S, O, Zn, Sn, Pb y otros
elementos impureza comunes se reduce preferiblemente al nivel más
bajo posible con el fin de asegurar la buena conformabilidad y
tenacidad a baja temperatura. De forma específica, estos elementos
deberían, lo más convenientemente, restringirse a P: no más del
0,04% en peso, S: no más de 0,03% en masa, O: no más del 0,02% en
masa, Zn: no más del 0,10% en masa, Sn: no más del 0,10% en masa, y
Pb: no más del 0,10% en masa. En el punto exacto de producción, se
pueden imponer restricciones más estrictas de acuerdo con la calidad
de producto deseada.
Como se explicó previamente, las ecuaciones (1) a
(3) definen el intervalo de composición requerido para la mejora
concurrente de conformabilidad y resistencia a la oxidación a
temperatura elevada. Si bien no se especifica límite inferior
determinado para el valor (valor AM) del lado izquierdo de la
ecuación (3), un acero con un valor AM bajo contiene normalmente
cantidades libres de elementos que generan ferrita como Si, Cr, Mo,
Ti, Nb, V y Al. Cuando están contenidas grandes cantidades de estos
elementos, la conformabilidad y la tenacidad a baja temperatura
degeneran. Los estudios mostraron que es preferible regular los
constituyentes de modo que el valor AM sea de 40 o superior.
La satisfacción de la composición química
anteriormente citada mejora de forma concurrente la conformabilidad,
resistencia a la oxidación a temperatura elevada, resistencia a
temperatura elevada y tenacidad a baja temperatura.
Con el fin de mejorar adicionalmente la
conformabilidad realizada de este modo, es muy efectivo someter la
chapa delgada laminada en caliente a tratamiento de recristalización
parcial seguido de laminación en frío y recocido. De forma
específica el valor r, un índice de la capacidad de embutición
profunda, se puede mejorar de forma notable mediante las etapas de
preparación de una chapa delgada laminada en caliente de cuya
estructura del 10 a 90% en volumen está constituida por granos
recristalizados y el resto de la misma por granos no
recristalizados, laminación en frío de la chapa delgada laminada en
caliente, y recristalización total mediante recocido (véase la
figura 1). La chapa delgada de acero que tiene la estructura
metálica obtenida de esta forma posee conformabilidad completa capaz
de responder a los requerimientos crecientemente rigurosos de los
componentes para paso de gas de escape de hoy en día.
La recristalización parcial de la chapa delgada
de acero laminada en caliente se puede llevar a cabo directamente
durante el procedimiento de laminación en caliente o mediante
calentamiento conducido entre la laminación en caliente y la
laminación en frío.
La recristalización parcial durante la laminación
en caliente puede, por ejemplo, realizarse mediante laminación en
caliente en el intervalo de temperatura de 950 a 1250ºC, bobinado, y
enfriamiento en el estado bobinado. Las condiciones óptimas se
pueden seleccionar de acuerdo con las especificaciones de la
instalación y el programa de paso por laminación en caliente. La
recristalización parcial mediante calentamiento tras laminación en
caliente se puede realizar, por ejemplo, mediante calentamiento de
la chapa delgada de acero enfriada tras laminación en caliente en el
intervalo de temperatura de 850 a 1000ºC. El calentamiento se puede
llevar a cabo en cualquier fase antes de la laminación en frío.
La chapa delgada laminada en caliente
parcialmente recristalizada mediante uno de los procedimientos
anteriormente indicados se recristaliza por completo mediante
recocido. La laminación en frío se realiza a una reducción en el
intervalo de, por ejemplo, 30 a 90%. Cuando se ha de usar la chapa
delgada de acero en un componente para paso de gas de escape de
automóvil, el espesor de la chapa delgada final se ajusta a, por
ejemplo, aproximadamente 0,4 a 1,2 mm. La temperatura de recocido
está preferiblemente en el intervalo de, por ejemplo, 950 a 1150ºC.
La chapa delgada de acero ferrítico obtenida es excelente en
conformabilidad y tenacidad a baja temperatura y estas propiedades
son retenidas incluso tras fabricación en el tubo de acero
soldado.
En el caso de un artículo que ha adquirido forma
debería tener una bonita apariencia de superficie y daría lugar a
una buena presencia de superficie exterior, es preferible usar la
chapa delgada laminada en caliente totalmente recristalizada para
hacer el artículo. La chapa delgada laminada en caliente totalmente
recristalizada se puede obtener sometiendo la chapa delgada laminada
en caliente en un tratamiento con calor a las temperaturas entre 950
y
1100ºC.
1100ºC.
Se prepararon aceros ferríticos que tienen
composiciones químicas mostradas en las tablas 1 y 2 usando un horno
de fusión a vacío de alta frecuencia y moldeo en lingotes de 30 kg.
Los lingotes se fraguaron con calor y luego laminados en caliente en
chapas delgadas laminadas en caliente de 4,0 mm. Se llevó a cabo la
laminación en caliente a una temperatura de laminación en caliente
de 700 a 1250ºC y una escoria (reducción por laminación) por paso de
aproximadamente el 30%. Cada chapa delgada laminada en caliente se
enfrió con agua y se mantuvo luego de 900 a 1000ºC durante 1 minuto.
Se observó con un microscopio óptico la estructura metálica de
sección transversal de la chapa delgada laminada en caliente. Se
encontraron granos recristalizados que llegaban al 10 a 90% en
volumen de cada muestra, siendo el resto estructura no
recristalizada. Por tanto se aseguró que se había conseguido la
recristalización parcial. Las chapas delgadas laminadas en caliente
parcialmente recristalizadas se laminaron en frío hasta un espesor
de 2 mm y después de esto se recristalizaron totalmente mediante
recocido durante 1 minuto a 1050ºC para dar chapas delgadas
laminadas en frío recocidas. Los números 1 a 21 en la tabla 1 son
aceros ferríticos que satisfacen la composición química definida por
la presente invención. Los números 22 a 31 en la tabla 2 son aceros
comparativos que no cumplen los requerimientos de composición de la
presente invención. Entre los aceros comparativos el número 22
corresponde a SUH409L y el número 23 a SUS430J1L.
Se sometió una probeta para ensayo cortada de
cada chapa delgada recocida laminada en frío a un ensayo de
tracción, un ensayo de impacto Charpy, un ensayo de tracción a
temperatura elevada y un ensayo de oxidación a temperatura
elevada.
Se evaluó la conformabilidad basada a la
resistencia al 0,2%, extensión de rotura y relación de deformación
plástica determinada por el ensayo de tracción. Se usaron probetas
de ensayo nº 13B (prescritas por JIS Z 2201) cortadas de cada
muestra de chapa delgada de acero en direcciones paralelas, 45
grados y 90 grados respecto a la dirección de laminación como las
probetas para ensayo de tracción. Se determinaron la resistencia al
0,2% y la extensión de rotura sometiendo la probeta de ensayo
colocada a 45 grados respecto a la dirección de laminación a los
ensayos prescritos por JIS Z 2241. Se determinó la relación de
deformación plástica de acuerdo con JIS Z 2254 usando las probetas
de ensayo colocadas en las tres direcciones anteriormente citadas.
De forma más específica se calculó la relación de deformación
plástica en cada dirección a partir de la relación entre la
deformación lateral y la deformación en la dirección del espesor con
aplicación de una pre-deformación por tracción
uniaxial del 15%, y se determinaron la relación de deformación
plástica media r_{AV} y la anisotropía plástica en el plano
\Deltar de acuerdo con las siguientes ecuaciones:
r_{AV} =
(r_{L} + 2r_{D} +
r_{\tau})/4
\Delta r =
(r_{L} + 2r_{D} +
r_{\tau})/2
en las
que
- r_{L}
- = relación de deformación plástica paralela a la dirección de laminación
- r_{D}
- = relación de deformación plástica a 45 grados respecto a la dirección de laminación
- r_{\tau}
- = relación de deformación plástica a 90 grados respecto a la dirección de laminación
Se realizó el ensayo de impacto Charpy mediante
el procedimiento explicado en referencia a la figura 2. Se
determinó la temperatura de transición de energía y se usó como un
índice de la tenacidad a baja temperatura.
Se realizó el ensayo de tracción a temperatura
elevada de acuerdo con JIS G 0657 usando la probeta de ensayo de
tracción a 45 grados. Se determinó la resistencia al 0,2% a 900ºC y
se usó como un índice de la resistencia a temperatura elevada.
Se realizó el ensayo de oxidación a temperatura
elevada de acuerdo con JIS Z 2281 mediante la determinación del
nivel de aumento de oxidación tras calentamiento a 900ºC durante 200
horas en la atmósfera. Se usó el resultado como un índice de
resistencia a la oxidación a temperatura elevada.
Los resultados de los ensayos anteriores se
muestran en la tabla 3.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
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Como se puede apreciar de la tabla 3, los aceros
números 1 a 21, ejemplos de la presente invención, tenían todos
ellos suavidades (carga de prueba al 0,2%) que se encuentran
aproximadamente en la mitad entre SUH409L (número 22) y SUS430J1L
(número 23) y ductilidad (elongación) similar a SUH409L. Estas eran
superiores a SUH409L y SUS430J1L en embutición profunda, es decir,
en relación de deformación plástica media r_{AV} y anisotropía
plástica en plano \Deltar. Su rendimiento de tenacidad a baja
temperatura (temperatura de transición de energía) era también
excelente, coincidiendo con el del SUH409L. Los aceros de la
invención eran claramente superiores al SUH409L y sustancialmente
coincidían con el rendimiento del SUS430J1L en resistencia al calor
a 900ºC (resistencia a temperatura elevada y resistencia a la
oxidación a temperatura elevada). Brevemente, los aceros de la
presente invención consiguieron conformabilidad excelente a la vez
que se mantiene también por completo la resistencia a temperatura
elevada, resistencia a la oxidación a temperatura elevada y
tenacidad a baja temperatura.
Por contra, el acero nº 22, un acero ejemplo
comparativo equivalente a SUH409L, era inferior en resistencia al
calor, y el número 23, equivalente al SUS430J1L, era duro e
insuficiente en conformabilidad. Los aceros números 24 y 25 son
tipos que se han usado en la actualidad en componentes para paso de
gas de escape de motor de automóvil. Sin embargo, el número 24 era
inferior en conformabilidad y tenacidad a baja temperatura debido al
hecho de que, entre otros, no se le añadió Ti y tenía contenidos en
Si y Cr que se encontraban fuera de los intervalos de la presente
invención, mientras que el número 25 era pobre en conformabilidad,
tenacidad a baja temperatura y resistencia a la oxidación a
temperatura elevada debido a que era de contenido elevado en C y Nb
y tenía contenidos en Si y Cr que se encontraban fuera de los
intervalos de la presente invención. El acero número 26 era inferior
en conformabilidad y resistencia a la oxidación a temperatura
elevada debido a que su estabilidad de fase estaba en el lado
austenítico. Los aceros números 27 a 31 mostraron tenacidad a baja
temperatura deficiente debido a que contenían elementos
perjudiciales para la tenacidad a baja temperatura en cantidades que
superan los intervalos especificados por la presente invención.
Los aceros mostrados en las tablas 1 y 2 como los
número 1 al número 10 y del número 22 al 26 se laminaron en
caliente y luego se sometieron luego al tratamiento con calor a
temperaturas entre 950 y 1100ºC durante 1 minuto, con lo que se
obtiene la chapa delgada laminada en caliente que presentan
estructura totalmente recristalizada. Las chapas delgadas obtenidas
se laminaron en frío a 2,0 mm y después de esto se recristalizaron
totalmente mediante recocido a 1050ºC durante 1 minuto para dar las
chapas delgadas recocidas laminadas en frío.
Al igual que el ejemplo 1, se sometió una probeta
cortada de cada chapa delgada recocida enrollada laminada en frío al
ensayo para evaluar la resistencia al 0,2%, extensión de rotura,
relación de deformación plástica y anisotropía en plano. Además, con
el fin de evaluar una apariencia de superficie tras el conformado,
se impuso una probeta cortada de cada chapa delgada recocida
laminada en frío el 20% de deformación plástica en dirección
paralela a la dirección de laminación y se sometió al ensayo para
evaluar la rugosidad de superficie de la superficie de la probeta de
ensayo en dirección perpendicular a la dirección de laminación
usando un rugosímetro de superficie de tipo contacto, siendo la
rugosidad de superficie 10 puntos de rugosidad media Rz de acuerdo
con JIS B 0660. Para fines comparativos se ensayó la rugosidad de
superficie igual que anteriormente para las probetas de ensayo
mostradas en la tabla 3 que se derivaron de las chapas delgadas
laminadas en caliente parcialmente recristalizadas y se mostraron
los resultados en la tabla 4 como valores comparativos de la
rugosidad de superficie.
En comparación con los ejemplos de la invención
entre la tabla 4 y la tabla 3, se aprecia que las probetas de
ensayo derivadas de chapas delgadas laminadas en caliente totalmente
recristalizadas, aquellas de la tabla 4, tienden a tener la misma o
inferior relación de deformación plástica media y a presentar
anisotropía en plano ligeramente mayor que aquellas de la tabla 3
para chapas delgadas laminadas en caliente parcialmente
recristalizadas. Esto parece estar basado en la ligera reducción del
valor r en la dirección de 45 grados respecto a la dirección de
laminación en el caso de chapas delgadas laminadas en caliente
totalmente recristalizadas. Por otro lado es evidente que la
rugosidad de superficie tras conformado disminuye de forma notable
cuando se usan las chapas delgadas laminadas en caliente totalmente
recristalizadas. Esto significa que mediante la adopción de un
tratamiento para recristalización total en la chapa delegada
laminada en caliente se proporciona una chapa delgada de acero
adecuada para uso en el artículo conformado que requiere apariencia
de superficie fina superior. Los ejemplos comparativos en la tabla 4
son básicamente inferiores en conformabilidad en comparación con los
ejemplos de la invención.
Por tanto, la presente invención permite la
mejora concurrente de conformabilidad, resistencia a temperatura
elevada, resistencia a la oxidación a temperatura elevada y
tenacidad a baja temperatura en una chapa delgada de acero
resistente al calor ferrítica. La chapa delgada de acero ferrítico
de la presente invención es particularmente notable en que ofrece
excelente conformabilidad, de forma específica embutición profunda e
isotropía del mismo, capaz de responder a las necesidades de una
diversidad de procedimientos de conformación. En este aspecto, la
chapa delgada de acero de la presente invención está dotada con
nuevas capacidades no visionadas por las chapas delgadas de acero
resistentes al calor ferríticas convencionales. Esto ofrece también
resistencia a temperatura elevada, resistencia a la oxidación a
temperatura elevada y tenacidad a baja temperatura que consiguen un
nivel de rendimiento igual a o mejor que las chapas delgadas de
acero usadas en la actualidad en componentes para paso de gas de
escape. Si bien las chapas delgadas de acero ferrítico
convencionales han sido incapaces de conseguir de forma concurrente
elevados niveles de conformabilidad, resistencia a temperatura
elevada, resistencia a la oxidación a temperatura elevada y
tenacidad a baja temperatura, la presente invención consigue de
forma concurrente excelente rendimiento en todos estos puntos a un
contenido de Cr de no más del 11%. Como tal, la presente invención
permite la aplicación de acero resistente al calor ferrítico para
componentes para paso de gas de escape conformados de forma
complicada, ayuda a expandir el grado de libertad en el diseño de
tales componentes, y hace una contribución notable a la reducción de
coste.
Claims (8)
1. Una chapa delgada de acero ferrítico mejorada
de forma concurrente en conformabilidad, resistencia a la oxidación
a temperatura elevada, resistencia a temperatura elevada, y
tenacidad a baja temperatura que comprende en porcentaje en masa
- C:
- no más del 0,02%,
- Si:
- de 0,7% a 1,1%,
- Mn:
- no más del 0,8%,
- Ni:
- no más del 0,5%,
- Cr:
- 8,0 o menos de 11,0%,
- N:
- no más del 0,02%,
- Nb:
- de 0,10% a 0,50%,
- Ti:
- de 0,07% a 0,25%,
- Cu:
- de 0,02 a 0,5%,
- B:
- de 0,0005 a 0,02%,
- V:
- de 0 (sin adición) a 0,20%,
uno o ambos de Ca y Mg: de 0 (sin
adición) a 0,01% en
total,
uno o más elementos entre Y y
elementos de tierras raras: de 0 (sin adición) a 0,20% en total,
y
el resto de Fe e impurezas
inevitables,
y tiene una composición química que satisface
todas las ecuaciones (1) a (3):
- 3 Cr + 40 Si \geq 61
- \hskip1,75cm (1)
- Cr + 10 Si \leq 21
- \hskip1,75cm (2)
comprendiendo de forma opcional dicha chapa
delgada en porcentaje en masa:
Mo: no más de 0,50% y
Al: no más de 0,10%.
2. Una chapa delgada de acero de acuerdo con la
reivindicación 1, en la que el contenido en V es de 0,01 a
0,20%.
3. Una chapa delgada de acero de acuerdo con la
reivindicación 1 ó 2, en la que el contenido de uno o ambos de Ca y
Mg es de 0,0003 a 0,01% en total.
4. Una chapa delgada de acero de acuerdo con
cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en la que el
contenido de uno o más elementos entre Y y elementos de tierras
raras es de 0,01 a 0,20% en total.
5. Una chapa delgada de acero de acuerdo con
cualquiera de las reivindicaciones precedentes, que incluye además a
expensas del hierro en porcentaje en masa: uno o más de Zr, Hf, Ta,
W, Re y Co, que cuando están incorporados, presentan un contenido
combinado de no más del 3,0% en masa, preferiblemente no más del
0,5% en masa en to-
tal.
tal.
6. Una chapa delgada de acero de acuerdo con
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, que tiene una estructura
metálica obtenida mediante laminación en frío y recocido de una
chapa delgada laminada en caliente parcialmente recristalizada.
7. Una chapa delgada de acero de acuerdo con
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, que tiene una estructura
metálica obtenida mediante laminación en frío y recocido de una
chapa delgada laminada en caliente totalmente recristalizada.
8. Una chapa delgada de acero de acuerdo con
cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, que se usa fabricada en
un componente para paso de gas de escape en motor de automóvil.
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