ES2310620T3 - Aceros nanocompuestos de triple fase. - Google Patents
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Abstract
Una aleación de acero al carbono que comprende hierro y un máximo del 0,35% en peso de carbono, teniendo dicha aleación de acero al carbono una microestructura de triple fase que comprende cristales de ferrita fusionados con cristales de martensita-austenita, comprendiendo dichos cristales de martensita-austenita placas de martensita que se alternan con películas finas de austenita, donde dichos cristales tienen tamaños de grano dentro del intervalo de 2 micrómetros a 100 micrómetros, constituyendo dichos cristales de martensita-austenita del 5% al 95% en peso de dicha microestructura de triple fase, y estando dichos cristales de martensita-austenita desprovistos de precipitados de carburos en las superficies de contacto entre fases.
Description
Aceros nanocompuestos de triple fase.
Esta invención pertenece al campo de aleaciones
de acero, particularmente las de gran resistencia, dureza,
resistencia a la corrosión y conformabilidad en frío, y también a la
tecnología del procesamiento de aleaciones de acero para formar
microestructuras que proporcionan al acero propiedades físicas y
químicas particulares.
Se describen aleaciones de acero de gran
resistencia y dureza y conformabilidad en frío, cuyas
microestructuras son compuestos de fases de martensita y austenita,
en las siguientes patentes de Estados Unidos:
4.170.497 (Gareth Thomas y Bangaru V. N. Rao),
expedida el 9 de octubre de 1979 sobre una solicitud presentada el
24 de agosto de 1977.
4.170.499 (Gareth Thomas y Bangaru V. N. Rao),
expedida el 9 de octubre de 1979 sobre una solicitud presentada el
14 de septiembre de 1978, como una continuación parcial de la
solicitud anterior presentada el 24 de agosto de 1977.
4.619.714 (Gareth Thomas,
Jae-Hwan Ahn y Nack-Joon Kim),
expedida el 28 de octubre de 1986 sobre una solicitud presentada el
29 de noviembre de 1984, como una continuación parcial de una
solicitud presentada el 6 de agosto de 1984.
4.671.827 (Gareth Thomas, Nack J. Kim y
Ramamoorthy Ramesh), expedida el 9 de junio de 1987 sobre una
solicitud presentada el 11 de octubre de 1985.
6.273.968 B1 (Gareth Thomas), expedida el 14 de
agosto de 2001 sobre una solicitud presentada el 28 de marzo de
2000.
\vskip1.000000\baselineskip
La microestructura desempeña un papel clave en
el establecimiento de las propiedades de una aleación de acero en
particular y, por lo tanto, la resistencia y la dureza de la
aleación dependen, no sólo de la selección y de las cantidades de
los elementos que se alean, sino también de las fases cristalinas
presentes en su organización. Las aleaciones destinadas para el uso
en entornos determinados requieren una mayor resistencia y dureza y,
en general, una combinación de propiedades que con frecuencia están
en conflicto, puesto que ciertos elementos de aleación que
contribuyen a una propiedad pueden quitarle valor a otra.
Las aleaciones descritas en las patentes
enumeradas anteriormente son aleaciones de acero al carbono que
tienen microestructuras que consisten en placas de martensita que
alternan con películas finas de austenita, y las aleaciones
descritas en la patente nº 4.619.714 son aleaciones de acero de
doble fase bajas en carbono. En algunas de las aleaciones descritas
en estas patentes, la martensita se dispersa con finos granos de
carburos producidos por autotemplado. La organización en la que las
placas de una fase están separadas por finas películas de la otra
se denomina como una estructura de "placas dislocadas", y se
forma por calentamiento primero de la aleación en el intervalo de
la austenita, después enfriamiento de la aleación por debajo de una
temperatura de transición de fase hacia un intervalo en el que la
austenita se transforma en martensita, acompañado de laminado o
forja para conseguir la forma deseada del producto y para refinar la
organización de placas y películas finas alternas. Es preferible
esta microestructura a la alternativa de una estructura de
martensita doble, puesto que la estructura de placas tiene una
mayor dureza. Las patentes también describen que un exceso de
carbono en las regiones de placas precipita durante el proceso de
enfriamiento para formar cementita (carburo de hierro, Fe_{3}C),
mediante un fenómeno conocido como "autotemplado". La patente
6.273.968 describe que el autotemplado puede evitarse por
limitación de la elección de los elementos que se alean de tal modo
que la temperatura de inicio de la martensita M_{s}, que es la
temperatura a la que comienza por primera vez a formarse la fase de
martensita, sea de 350ºC o superior. En ciertas aleaciones, los
carburos autotemplados contribuyen a la dureza del acero mientras
que en otras los carburos limitan la dureza.
La estructura de placas dislocadas produce un
acero de gran resistencia que es al mismo tiempo duro y dúctil,
cualidades que son necesarias para una resistencia a la propagación
de grietas y para una conformabilidad suficiente para permitir la
fabricación con éxito de componentes de ingeniería a partir del
acero. Controlar la fase de martensita para conseguir una
estructura de placas dislocadas en lugar de una estructura doble es
uno de los medios más eficaces de conseguir los niveles necesarios
de resistencia y dureza, mientras que las películas finas de
austenita retenida contribuyen a las cualidades de ductilidad y
conformabilidad. La obtención de dicha microestructura de placas
dislocadas en lugar de la menos deseable estructura doble se
consigue mediante una selección cuidadosa de la composición de la
aleación, que a su vez afecta al valor de M_{s}.
En ciertas aplicaciones, es necesario que las
aleaciones de acero mantengan la resistencia, ductilidad, dureza y
resistencia a la corrosión en un intervalo muy amplio de
condiciones, que incluyen temperaturas muy bajas. Estas y otras
cuestiones con respecto a la producción de acero de gran resistencia
y dureza, que también sea resistente a la corrosión, se abordan por
la presente invención.
El documento WO 03/052153 se refiere a aceros
nanocompuestos de triple fase. El documento US 5.653.826 se refiere
a un acero de doble fase de gran resistencia.
La presente invención proporciona una aleación
de acero al carbono que comprende hierro y un máximo del 0,35% en
peso de carbono, teniendo dicha aleación de acero al carbono una
microestructura de triple fase que comprende cristales de ferrita
fusionados con cristales de martensita-austenita,
comprendiendo dichos cristales de
martensita-austenita placas de martensita que se
alternan con películas finas de austenita, donde dichos cristales
tienen tamaños de grano dentro del intervalo de 2 micrómetros a 100
micrómetros, constituyendo dichos cristales de
martensita-austenita del 5% al 95% en peso de dicha
microestructura de triple fase, y estando dichos cristales de
martensita-austenita desprovistos de precipitados
de carburos en las superficies de contacto entre fases.
La presente invención también proporciona un
proceso para fabricar una aleación de acero al carbono dura, de
gran resistencia y resistente a la corrosión que tiene una
microestructura de triple fase que comprende cristales de ferrita
fusionados con cristales de martensita-austenita,
comprendiendo dicho proceso:
(a) formar una composición de aleación que
comprende hierro y al menos un elemento de aleación que comprende
un máximo del 0,35% en peso de carbono, en proporciones
seleccionadas para proporcionar a dicha composición de aleación un
intervalo de transición martensítica que tiene una temperatura de
inicio de la martensita de al menos 300ºC;
(b) calentar dicha composición de aleación hasta
una temperatura suficientemente elevada para provocar la
austenización de la misma, en condiciones que provoquen que dicha
composición de aleación adopte una fase de austenita homogénea con
todos los elementos de aleación en solución;
(c) enfriar dicha fase de austenita homogénea lo
suficiente para transformar una porción de dicha fase de austenita
en cristales de ferrita, formando de este modo una microestructura
de dos fases que comprende cristales de ferrita fusionados con
cristales de austenita; y
(d) enfriar dicha microestructura de dos fases
por dicho intervalo de transición martensítica en condiciones que
provoquen la conversión de dichos cristales de austenita en una
microestructura que contenga placas de martensita que se alternen
con películas de austenita retenida,
en el que dichos cristales tienen tamaños de
grano dentro del intervalo de 2 micrómetros a 100 micrómetros,
constituyendo dichos cristales de
martensita-austenita del 5% al 95% en peso de dicha
microestructura de triple fase, y estando dichos cristales de
martensita-austenita desprovistos de precipitados de
carburos en las superficies de contacto entre fases.
Actualmente se ha descubierto que las aleaciones
de acero al carbono con una estructura cristalina de triple fase
ofrecen un alto rendimiento y una resistencia a la corrosión en una
gran variedad de condiciones. La estructura cristalina de triple
fase es una combinación única de fases cristalinas de ferrita,
austenita y martensita, en la que los cristales de ferrita se
fusionan con cristales que contienen la estructura de placas
dislocadas descrita en las patentes de la técnica anterior a las que
se ha hecho referencia anteriormente, es decir, placas de
martensita que se alternan con películas finas de austenita. Esta
estructura de triple fase puede formarse de diversas formas, que
abarcan un amplio intervalo de composiciones y pueden formarse por
una diversidad de vías de procesamiento que incluyen diferentes
tipos de moldeo, tratamiento térmico y laminado o forja. La
composición de aleación usada en la generación de la estructura de
triple fase es una que tiene una temperatura de inicio de la
martensita de aproximadamente 300ºC o superior y, preferiblemente,
de aproximadamente 350ºC y superior. Esto asegurará que una
estructura de martensita de placas dislocadas se incluirá como
parte de la microestructura global. Para contribuir a conseguir
esto, el contenido de carbono es un máximo del 0,35% en peso.
El método preferido para formar la
microestructura implica el procesamiento metalúrgico de una
composición de aleación de acero al carbono sencilla mediante un
proceso de enfriamiento en fases de una fase de austenita. La
primera fase de enfriamiento de este método consiste en una
recristalización parcial de la fase de austenita para precipitar
los cristales de ferrita y, por lo tanto, formar una estructura
cristalina de doble fase de cristales de austenita y ferrita. La
temperatura alcanzada en esta primera fase de enfriamiento determina
la proporción de austenita con respecto a ferrita, como se observa
fácilmente mediante el diagrama de fases de la aleación particular.
Una vez que se alcanza esta temperatura, el acero se somete a
trabajo en caliente para conseguir una homogeneización y reducción
adicional, así como para formarlo o conformarlo según se desee,
dependiendo del producto final deseado. El trabajo en caliente puede
realizarse mediante laminado controlado, tal como, por ejemplo,
para productos finales que sean redondos o planos, o mediante forja
para producir distintas formas, tales como cuchillas, herramientas
agrícolas, cascos, asientos de helicópteros y similares. Después
del trabajo en caliente a esta temperatura intermedia, se produce la
segunda fase de enfriamiento en la que la fase de austenita se
convierte en la estructura de placas dislocadas por conversión de la
mayoría de la austenita en martensita al tiempo que se retiene una
porción de la austenita como películas finas que se alternan con
las placas de martensita. Esta segunda fase de enfriamiento se
realiza rápidamente para evitar la formación de fases de bainita y
perlita y de precipitados en la interfase en general (es decir,
precipitados por lo límites que separan las fases adyacentes). Las
velocidades mínimas de enfriamiento a este respecto pueden variar
con diferencias en la composición de aleación, pero son fácilmente
distinguibles en general a partir de los diagramas de fases de
transformación temperatura-tiempo que existen para
cada aleación. Un ejemplo de dicho diagrama se presenta en la
presente memoria como Figura 3 y se analiza a continuación.
La estructura cristalina de triple fase
resultante proporciona una aleación de acero que tiene unas
propiedades superiores sobre los aceros convencionales en términos
de relaciones tensión-presión, relaciones de energía
de impacto-temperatura, comportamiento a la
corrosión y dureza a fracturas por fatiga. Estos y otros objetos,
características y ventajas de la invención se entenderán mejor
mediante la descripción siguiente.
La Figura 1 es un dibujo que representa la
microestructura de las aleaciones de la presente invención.
La Figura 2 es un diagrama de fases que muestra
las diferentes fases cristalinas que están presentes a diferentes
temperaturas y contenidos de carbono para una aleación de acero al
carbono particular de la presente invención.
La Figura 3 es un diagrama cinético de
transformación en función del tiempo y de la temperatura que
demuestra los procedimientos y condiciones de proceso de la segunda
fase de enfriamiento de esta invención para un acero de Fe/Si/C
particular de esta invención.
La Figura 4 es una representación de las curvas
de tensión frente a presión que comparan una aleación de la
presente invención y AISI Steel A706 de la técnica anterior.
La Figura 5 es una representación de la energía
de impacto Charpy frente a la temperatura para una aleación de la
presente invención, que muestra una dureza excepcional a bajas
temperaturas.
La estructura cristalina de triple fase de esta
invención contiene por lo tanto dos tipos de granos -granos de
ferrita y granos de martensita-austenita- fusionados
juntos en una masa continua en la que los granos de
martensita-austenita contienen placas de martensita
que tienen la estructura de placas dislocadas. Los tamaños de grano
tendrán diámetros (u otra dimensión lineal debidamente
característica) que estarán dentro del intervalo de aproximadamente
2 micrómetros a aproximadamente 100 micrómetros o, preferiblemente,
dentro del intervalo de aproximadamente 5 micrómetros a
aproximadamente 30 micrómetros. Dentro de los granos de
martensita-austenita, las placas de martensita son
generalmente de aproximadamente 0,01 micrómetros a aproximadamente
0,3 micrómetros de anchura (placas adyacentes separadas por
películas finas de austenita) y, preferiblemente, de aproximadamente
0,05 micrómetros a aproximadamente 0,2 micrómetros. Los granos de
martensita-austenita constituyen de aproximadamente
el 5% a aproximadamente el 95% de la estructura cristalina de triple
fase, preferiblemente de aproximadamente el 15% a aproximadamente
el 60% y, más preferiblemente, de aproximadamente el 20% a
aproximadamente el 40%, todos en peso.
El contenido de carbono de la aleación puede
variar también dentro del límite del 0,35% máximo. En la mayoría de
los casos, se obtendrán mejores resultados con niveles de carbono
que varíen de aproximadamente el 0,01% a aproximadamente el 0,35%,
preferiblemente de aproximadamente el 0,03% a aproximadamente el
0,3% y, más preferiblemente, de aproximadamente el 0,05% a
aproximadamente el 0,2%. Como se ha indicado anteriormente, pueden
existir precipitados de carburo o carbonitruro
intra-placas, es decir, precipitados localizados
dentro de las placas de martensita en lugar de por los límites de
las placas, mientras que preferiblemente se evitan los precipitados
en interfases (por los límites). También están presentes elementos
de aleación adicionales en ciertas realizaciones de la invención.
Un ejemplo es silicio, que en realizaciones preferidas constituye de
aproximadamente el 0,1% a aproximadamente el 3% y, preferiblemente,
de aproximadamente el 1% a aproximadamente el 2,5%. Otro ejemplo es
cromo, que puede estar completamente ausente (como en aceros de
Fe/Si/C sin cromo) o cuando está presente puede variar de
aproximadamente el 1% a aproximadamente el 13%, preferiblemente de
aproximadamente el 6% a aproximadamente el 12% en peso y, más
preferiblemente, de aproximadamente el 8% a aproximadamente el 10%.
Los ejemplos de otros elementos de aleación incluidos en diversas
realizaciones de la invención son manganeso, níquel, cobalto,
aluminio y nitrógeno, ya sea en solitario o en combinaciones.
También pueden estar presentes elementos de microaleación tales
como molibdeno, niobio, titanio y vanadio. Todos los porcentajes en
la presente memoria son en peso.
Las estructuras cristalinas de triple fase
preferidas de esta invención además sustancialmente no contienen
carburos. Como se ha indicado anteriormente, los carburos y otros
precipitados se producen por autotemplado. El efecto que los
precipitados tienen sobre la dureza del acero depende de la
morfología de los precipitados en la microestructura del acero. Si
los precipitados se localizan en los límites entre fases, el
resultado es una reducción en la dureza y en la resistencia a la
corrosión. Los precipitados localizados en el interior de las
propias fases no son perjudiciales para la dureza, con tal de que
los precipitados tengan un diámetro de aproximadamente 500
\ring{A} o inferior. Estos precipitados de intrafase pueden de
hecho mejorar la dureza. En general, sin embargo, los precipitados
pueden reducir la resistencia a la corrosión. Por lo tanto, en la
práctica preferida de esta invención, puede producirse autotemplado
con tal de que no se formen precipitados en las superficies de
contacto entre las diferentes fases cristalinas. La expresión
"sustancialmente sin carburos" se usa en la presente memoria
para indicar que si, de hecho, hay carburos presentes, la cantidad
es tan pequeña que los carburos no tienen efecto perjudicial sobre
las características de rendimiento y, particularmente, las
características de corrosión de la aleación terminada.
Las aleaciones de triple fase de esta invención
pueden prepararse por combinación primero de los componentes
apropiados necesarios para formar una aleación de la composición
deseada, homogeneizando después (es decir, "empapado") de la
composición durante un periodo de tiempo suficiente y a una
temperatura suficiente para conseguir una estructura austenítica
uniforme con todos los elementos y componentes en solución sólida.
Las condiciones para dicha homogeneización serán fácilmente
evidentes para los especialistas en la técnica; un intervalo de
temperatura típico es de 1050ºC a 1200ºC. De acuerdo con prácticas
bien conocidas en la técnica, el empapado se sigue a menudo de
laminado para reducciones del 10% o superiores y, en muchos casos,
para una reducción de aproximadamente el 30% a aproximadamente el
60%. Esto ayuda a la difusión de los elementos de aleación para
formar una fase cristalina de austenita homogénea.
Una vez que se forma la fase de austenita, la
composición de aleación se enfría a una temperatura en la región
intercrítica, que se define como la región en la que las fases de
austenita y ferrita coexisten en equilibrio. El enfriamiento
provoca por lo tanto que una porción de la austenita se recristalice
en granos de ferrita, quedando el resto como austenita. Las
cantidades relativas de cada una de las dos fases en el equilibrio
varían con la temperatura a la que la composición se enfría en esta
fase, y también con los niveles de los elementos de aleación. La
distribución del carbono entre las dos fases (de nuevo en
equilibrio) también varía con la temperatura. Como se ha indicado
anteriormente, las cantidades relativas de las dos fases no son
críticas para la invención y pueden variar, prefiriéndose
determinados intervalos. En términos de la temperatura a la que se
enfría la austenita para conseguir la estructura de doble fase de
ferrita-austenita, un intervalo de temperatura
preferido es de aproximadamente 750º a aproximadamente 950ºC y un
intervalo de temperatura más preferido es de aproximadamente 775ºC
a aproximadamente 900ºC, dependiendo de la composición de
aleación.
Una vez que se forman las estructuras de doble
fase de ferrita y austenita (es decir, una vez que se alcanza el
equilibrio a la temperatura seleccionada en la fase intercrítica) la
aleación se interrumpe rápidamente por enfriamiento a través del
intervalo de transición martensítica para convertir los cristales de
austenita en la microestructura de placas dislocadas. La velocidad
de enfriamiento es lo bastante grande para evitar sustancialmente
cualquier cambio en la fase de ferrita. Además, no obstante, en
realizaciones preferidas de la invención, la velocidad de
enfriamiento es suficientemente grande para evitar la formación de
bainita y perlita, así como de precipitados de nitruro y
carbonitruro, dependiendo de la composición de aleación, y además
la formación de cualquier precipitado a lo largo de los límites de
fases. Las expresiones "precipitación en la interfase" y
"precipitados de la interfase" se usan en la presente memoria
para denotar la precipitación a lo largo de los límites de las
fases y se refiere a la formación de pequeños depósitos de
compuestos en localizaciones entre las fases de martensita y
austenita, es decir, entre las placas y las películas finas que
separan las placas. Los "precipitados de la interfase" no se
refieren a las propias películas de austenita. La formación de
todos estos diversos tipos de precipitados, incluyendo precipitados
de bainita, perlita, nitruro y carbonitruro, así como de
precipitados en la interfase, se denomina en conjunto en la presente
memoria como "autotemplado". La velocidad mínima de
enfriamiento necesaria para evitar el autotemplado es evidente a
partir del diagrama de transformación
temperatura-tiempo para la aleación. El eje vertical
del diagrama representa la temperatura y el eje horizontal
representa el tiempo, y las curvas en el diagrama indican las
regiones en las que existe cada fase en solitario o en combinación
con otra u otras fases. Un diagrama típico de este tipo se muestra
en Thomas, Patente de Estados Unidos Nº 6.273.968 B1, a la que se ha
hecho referencia anteriormente, y otro se incluye en la presente
memoria como Figura 3, que se analiza a continuación. En dichos
diagramas, la velocidad mínima de enfriamiento es una línea
diagonal de temperatura descendente en función del tiempo que linda
con el lado izquierdo de una curva en forma de C. La región a la
derecha de la curva representa la presencia de carburos y, por lo
tanto, las velocidades de enfriamiento aceptables son las
representadas por líneas que permanecen a la izquierda de la curva,
teniendo la más lenta de ellas la pendiente menor y lindando con la
curva.
Dependiendo de la composición de aleación, una
velocidad de enfriamiento que es suficientemente grande para
cumplir este requerimiento puede ser una que requiera refrigeración
con agua o una que pueda conseguirse con refrigeración por aire. En
general, si se disminuyen los niveles de ciertos elementos de
aleación en una composición de aleación que puede refrigerarse por
aire y todavía tener una velocidad de enfriamiento suficientemente
grande, será necesario aumentar los niveles de otros elementos de
aleación para conservar la capacidad de usar refrigeración por
aire. Por ejemplo, la disminución de uno o más de dichos elementos
de aleación como carbono, cromo o silicio puede compensarse
aumentando el nivel de un elemento tal como manganeso.
Son composiciones de aleación preferidas para
los fines de esta invención las que contienen de aproximadamente el
0,05% a aproximadamente el 0,1% de carbono, de aproximadamente el
0,3% a aproximadamente el 5% de níquel y de aproximadamente el 2%
de silicio, todos en peso, siendo el resto hierro. El níquel puede
reemplazarse por manganeso a una concentración de al menos
aproximadamente el 0,5%, preferiblemente del 1-2%
(en peso) o pueden estar ambos presentes. El método de interrupción
preferido es por refrigeración con agua. También son composiciones
de aleación preferidas las que tienen una temperatura de inicio de
la martensita de aproximadamente 300ºC o superior.
Los procedimientos y condiciones de
procesamiento expuestas en las patentes de Estados Unidos a las que
se ha hecho referencia anteriormente, particularmente los
tratamientos térmicos, refinamientos de grano, forjas en línea y el
uso de molinos de laminación para formas redondas, planas y otras,
pueden usarse en la práctica de la presente invención para el
calentamiento de la composición de la aleación hasta la fase de
austenita, el enfriamiento de la aleación desde la fase de
austenita hasta la fase intercrítica y, después, el enfriamiento a
través de la región de transición martensítica. El laminado se
realiza de una forma controlada en una o más fases durante los
procedimientos de austenización y primera fase de enfriamiento, por
ejemplo, para ayudar a la difusión de los elementos de aleación
para formar una fase cristalina de austenita homogénea y, después,
para deformar los granos de cristal y almacenar energía de
deformación en los granos, mientras que en la segunda fase de
enfriamiento, el laminado puede servir para guiar la fase de
martensita recién formada hacia una organización de placas
dislocadas de placas de martensita separadas por películas finas de
austenita retenida. El grado de reducciones por laminado puede
variar y será fácilmente evidente para los especialistas en la
técnica. En los cristales de placas dislocadas de
martensita-austenita, las películas de austenita
retenida constituirán de aproximadamente el 0,5% a aproximadamente
el 15% en volumen de la microestructura, preferiblemente de
aproximadamente el 3% a aproximadamente el 10% y, más
preferiblemente, un máximo de aproximadamente el 5%. La proporción
de austenita con respecto a la microestructura de triple fase
completa será de un máximo de aproximadamente el 5%. La anchura
real de una sola película de austenita retenida está preferiblemente
dentro del intervalo de aproximadamente 50 \ring{A} a
aproximadamente 250 \ring{A} y, preferiblemente, es de
aproximadamente 100 \ring{A}. La proporción de austenita con
respecto a la microestructura de triple fase completa será en
general de un máximo de aproximadamente el 5%.
La Figura 1 es un dibujo de la estructura
cristalina de triple fase de esta invención. La estructura incluye
granos de ferrita (11) fusionados con granos de
martensita-austenita (12), y cada uno de los granos
de martensita-austenita (12) es de la estructura de
placas dislocadas, con placas sustancialmente paralelas (13) que
consisten en granos de cristales en fase de martensita, separadas
las placas por películas finas (14) de fase de austenita
retenida.
La Figura 2 es un diagrama de fases para una
clase de aceros al carbono que indica las transformaciones que se
producen durante las fases de enfriamiento y los efectos de
diferentes concentraciones de carbono. Este diagrama de fases
particular representa aceros al carbono que contienen silicio al 2%.
La región a la derecha de la curva superior está marcada como
"\gamma", que representa la fase de austenita; todas las
demás regiones contienen "\alpha", que representa la fase de
ferrita. En la fase de austenización, la aleación se calienta hasta
la región de todo \gamma en la parte superior derecha. La línea de
rayas vertical al 0,1% de carbono indica las fases que aparecen
cuando se enfría una aleación de acero al carbono al 0,1% (que
contiene silicio al 2%) a partir de la fase de austenita. Si el
enfriamiento se detiene a 900ºC ("T-1"), las
concentraciones de carbono en las dos fases serán las indicadas por
las intersecciones de la línea T-1 con las dos
curvas. En el caso que se muestra en la Figura 2, los contenidos de
carbono de las dos fases tras el enfriamiento hasta
T-1 son de aproximadamente el 0,01% de C en la fase
de ferrita y del 0,14% en la fase de austenita. La proporción de
las fases también se determina por la temperatura seleccionada.
Aunque no puede apreciarse a partir del diagrama de fases, la
proporción será susceptible de determinación por los especialistas
en la técnica. En el caso que se muestra en la Figura 2, la
proporción conseguida a T-1 es del 60% de austenita
y del 40% de ferrita. Si el acero se enfría a 800ºC
("T-2"), las concentraciones de carbono en las
dos fases serán las indicadas por las intersecciones de la línea
T-2 con las dos curvas, que son diferentes de las
que se corresponden con 900ºC, y la proporción de las fases
diferirá igualmente. En este caso, los niveles de carbono de las
dos fases serán de aproximadamente el 0,03% en la fase de ferrita y
del 0,3% en la fase de austenita. Las cantidades relativas de las
dos fases serán de aproximadamente el 25% de austenita y el 75% de
ferrita. Por lo tanto, la proporción se selecciona mediante la
selección de la temperatura a la que se produce la primera fase de
enfriamiento y mantenimiento de la temperatura M_{s} de la
austenita por encima de 300ºC.
Una vez que se completa la primera fase de
enfriamiento, el acero se somete a laminado controlado por métodos
bien conocidos en la técnica que controlan el tamaño de grano, así
como a conformación y formación del acero para su uso final.
Después se realiza la segunda fase de
enfriamiento, provocando la formación de la fase de martensita en
una organización de placas dislocadas. Como se ha indicado
anteriormente, esto se realiza a una velocidad lo suficientemente
grande para evitar tanto la formación tanto de bainita como de
perlita, así como la formación de cualquier precipitado en la
interfase. La Figura 3 es un diagrama cinético de la transformación
en función de la temperatura y del tiempo, que representa la
segunda fase de enfriamiento para una aleación que contiene C al
0,079%, Mn al 0,57% y Si al 1,902%. Se usan los siguientes
símbolos:
- "A":
- austenita
- "M":
- martensita
- "F":
- ferrita
- "B":
- bainita
- "UB":
- bainita superior
- "LB":
- bainita inferior
- "P":
- perlita
- "M_{s}":
- temperatura de inicio de la martensita (420ºC)
- "M_{f}":
- temperatura de terminación de la martensita (200ºC).
La línea de rayas inclinada en la Figura 3
indica la velocidad de enfriamiento más lenta que evitará la
formación de bainita y perlita y de precipitados en la interfase en
general y, por lo tanto, puede usarse esa velocidad o cualquier
velocidad de enfriamiento que esté representada por una línea más
pronunciada.
La Figura 4 es una representación de la tensión
frente a la presión que compara una aleación de acero al carbono de
estructura cristalina de triple fase de la presente invención, en la
que la fase de martensita-austenita constituye el
40% de la microestructura completa y la austenita entre placas
constituye el 2% de la microestructura completa, con una aleación
de acero AISI A706 convencional. La proporción de resistencia a
tracción con respecto al límite de resistencia es superior a 1,5 y
la representación demuestra la superioridad de la aleación de la
invención.
La Figura 5 es una representación de la energía
de impacto Charpy frente a la temperatura para la misma aleación de
acero al carbono de la presente invención que se muestra en la
Figura 4.
Las aleaciones de acero de esta invención son
particularmente útiles en productos que requieren elevadas
resistencias a la tracción, particularmente los usados en entornos
salinos o marinos.
Claims (10)
1. Una aleación de acero al carbono que
comprende hierro y un máximo del 0,35% en peso de carbono, teniendo
dicha aleación de acero al carbono una microestructura de triple
fase que comprende cristales de ferrita fusionados con cristales de
martensita-austenita, comprendiendo dichos cristales
de martensita-austenita placas de martensita que se
alternan con películas finas de austenita, donde dichos cristales
tienen tamaños de grano dentro del intervalo de 2 micrómetros a 100
micrómetros, constituyendo dichos cristales de
martensita-austenita del 5% al 95% en peso de dicha
microestructura de triple fase, y estando dichos cristales de
martensita-austenita desprovistos de precipitados
de carburos en las superficies de contacto entre fases.
2. Una aleación de acero al carbono de acuerdo
con la reivindicación 1, en la que dichos cristales de
martensita-austenita constituyen del 20% al 40% en
peso de dicha microestructura de triple fase.
3. Una aleación de acero al carbono de acuerdo
con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, en la que dicho
carbono constituye del 0,05% al 0,2% en peso de dicha
microestructura de triple fase.
4. Una aleación de acero al carbono de acuerdo
con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende
además silicio a una concentración del 1% al 2,5% en peso de dicha
composición de aleación.
5. Una aleación de acero al carbono de acuerdo
con la reivindicación 1 o la reivindicación 2, en la que dicho
carbono constituye del 0,05% al 0,2% en peso de dicha
microestructura de triple fase, comprendiendo dicha aleación de
acero al carbono además silicio a una concentración del 1% al 2,5%
en peso de dichas composiciones de aleación y sustancialmente no
conteniendo carburos.
6. Un proceso para fabricar una aleación de
acero al carbono dura de gran resistencia y resistente a la
corrosión que tiene una microestructura de triple fase que
comprende cristales de ferrita fusionados con cristales de
martensita-austenita, comprendiendo dicho
proceso:
(a) formar una composición de aleación que
comprende hierro y al menos un elemento de aleación que comprende
un máximo del 0,35% en peso de carbono en proporciones seleccionadas
para proporcionar a dicha composición de aleación un intervalo de
transición martensítica que tenga una temperatura de inicio de la
martensita de al menos 300ºC;
(b) calentar dicha composición de aleación hasta
una temperatura suficientemente elevada para provocar la
austenización de la misma, en condiciones que provoquen que dicha
composición de aleación adopte una fase de austenita homogénea con
todos los elementos de aleación en solución;
(c) enfriar dicha fase de austenita homogénea lo
suficiente como para transformar una porción de dicha fase de
austenita en cristales de ferrita, formando de este modo una
microestructura de dos fases que comprende cristales de ferrita
fusionados con cristales de austenita; y
(d) enfriar dicha microestructura de dos fases a
través de dicho intervalo de transición martensítica en condiciones
que provoquen la conversión de dichos cristales de austenita en una
microestructura que contenga placas de martensita que se alternen
con películas de austenita retenida,
en el que dichos cristales tienen tamaños de
grano dentro del intervalo de 2 micrómetros a 100 micrómetros,
constituyendo dichos cristales de
martensita-austenita del 5% al 95% en peso de dicha
microestructura de triple fase y estando dichos cristales de
martensita-austenita desprovistos de precipitados de
carburos en las superficies de contacto entre fases.
7. Un proceso de acuerdo con la reivindicación
6, en el que la etapa (d) comprende enfriar dicha microestructura
de dos fases a una velocidad suficientemente rápida para evitar la
aparición de autotemplado.
8. Un proceso de acuerdo con la reivindicación 6
o la reivindicación 7, en el que la etapa (c) comprende enfriar
dicha fase de austenita homogénea a una temperatura de 775ºC a
900ºC.
9. Un proceso de acuerdo con una cualquiera de
las reivindicaciones 6 a 8, en el que dicho carbono constituye del
0,05% al 0,2% en peso de dicha composición de aleación y dicha
composición de aleación comprende además silicio a una
concentración del 1% al 2,5% en peso.
10. Un proceso de acuerdo con una cualquiera de
las reivindicaciones 6 a 9, en el que dicha aleación de acero al
carbono es como se ha definido en una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 5.
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