ES2349785T3

ES2349785T3 - Composición de acero inoxidable mertensítico, procedimiento para la fabricación de una pieza mecánica a partir de este acero y pieza obtenida de este modo.

Info

Publication number: ES2349785T3
Application number: ES06778669T
Authority: ES
Inventors: Jacques Montagnon
Original assignee: Aubert and Duval SA
Current assignee: Aubert and Duval SA
Priority date: 2005-06-28
Filing date: 2006-06-26
Publication date: 2011-01-11
Anticipated expiration: 2026-06-26
Also published as: FR2887558B1; PL1896624T3; BRPI0613291B1; FR2887558A1; BRPI0613291A2; ATE478165T1; JP2008546912A; US20100139817A1; EP1896624B1; CN101248205A; RU2008102988A; US8097098B2; DE602006016281D1; CA2612718C; CA2612718A1; WO2007003748A1; DK1896624T3; SI1896624T1; JP5243243B2; CN101248205B

Abstract

- Acero inoxidable martensítico, caracterizado porque su composición es, en porcentajes ponderales: - 9 % <= Cr <= 13 % - 1,5 % <= Mo <= 3 % - 8 % <= Ni <= 14 % - 1 % <= Al <= 2 % - 0,5 % <= Ti <= 1,5 % con Al + Ti <= 2,25 % - trazas <= Co <= 2 % - trazas <= W <= 1 % con Mo + (W/2) <= 3% - trazas <= P <= 0,02 % - trazas <= S <= 0,0050 % - trazas <= N <= 0,0060 % - trazas <= C <= 0,025 % - trazas <= Cu <= 0,5 % - trazas <= Mn <= 3 % - trazas <= Si <= 0,25 % - trazas <= 0 <= 0,0050 % y es tal que: - Ms (ºC) = 1302 - 42Cr - 63Ni - 30Mo + 20Al - 15W - 33Mn - 28Si - 30Cu - 13Co + 10Ti >= 50 - Cr eq / Ni eq <= 1,05 con Cr eq (%) = Cr + 2Si + Mo + 1,5Ti + 5,5Al + 0,6W Ni eq (%) = 2Ni + 0,5Mn + 30C + 25N + Co + 0,3Cu, siendo el resto hierro e impurezas inevitables. 11,75 %. %.

Description

La presente invención se refiere a un acero inoxidable martensítico y, en particular, se refiere a un acero aleado, que contiene principalmente los elementos cromo, níquel, molibdeno y/o tungsteno, titanio, aluminio y, eventualmente, manganeso, y que propone una combinación única de elevadas resistencia a la corrosión y de resistencia mecánica.

Para determinadas aplicaciones críticas, en las que las piezas mecánicas de acero están sometidas a esfuerzos muy importantes y para las cuales la masa de estas piezas es un factor importante, por ejemplo en los campos de la aeronáutica (cajones de trenes de aterrizaje) o del espacio, hay que recurrir a aceros martensíticos con resistencia mecánica muy alta y, así mismo, que ofrezcan también una buena tenacidad tal como la que se mide por medio del ensayo de rotura brusca K1C.

Los aceros martensíticos al carbono de baja aleación (es decir en los que ninguno de los elementos de aleación sobrepasa el 5 % en masa), templados y revenidos, son convenientes en la mayoría de los casos cuando las temperaturas de servicio permanezcan por debajo de su temperatura de revenido.

Entre estos aceros, aquellos que están aleados con silicio pueden soportar temperaturas de servicio un poco más altas puesto que su temperatura de revenido, para obtener los mejores compromisos entre la resistencia a la rotura (Rm) y la tenacidad (K1C), se encuentra situada de forma típica hacia 250/300ºC.

Cuando las temperaturas de servicio sobrepasan puntualmente o de forma permanente estos valores, es preciso recurrir a los aceros «maraging» (martensíticos a base de carbono endurecidos por precipitación de elementos intermetálicos), cuyo revenido se efectúa a 450ºC o por encima de este valor, en función del compromiso Rm/K1C buscado.

Frecuentemente se obtienen compromisos Rm/K1C del orden de

y donde m se expresa en metros, con estas categorías de aceros, por medio de una elaboración apropiada, que se domina actualmente con medios industriales conocidos.

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Estas clases de aceros son extremadamente sensibles a lo que usualmente se denomina «corrosión bajo tensión», pero que en realidad es una de las formas de fragilización por el hidrógeno externo producido por reacciones de corrosión superficial (picaduras, corrosión intergranular en particular). El umbral de propagación de fisuras en estos aceros en presencia de reacciones de corrosión (K1CSC) es mucho menor que su valor de K1C; para los aceros de baja aleación, que han sido tratados más allá de 1.600 MPa de Rm, el valor de K1CSC presenta un valor mínimo entre la temperatura ambiente y 80ºC que es del orden de

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en medios acuosos con una baja concentración en cloruros. La facies de rotura es, de forma típica, intergranular, probablemente en relación con una oclusión y una acumulación de hidrógeno más allá de la concentración crítica sobre los carburos intergranulares ε o Fe3C formados durante el revenido.

A pesar de que la sensibilidad de los aceros maraging no inoxidables es menos marcada que en el caso de los aceros de baja aleación, como consecuencia de que es mas baja la difusión de hidrógeno en su matriz muy aleada y de que, aparentemente, los modos de oclusión del hidrógeno son menos nocivos, esta sensibilidad sigue siendo muy fuerte a temperaturas del orden de 20 hasta 100ºC, que corresponden a fases de utilización en servicio.

Hasta el presente, el único medio de protección contra estos fenómenos muy perjudiciales consistía en la protección de las superficies por medio de revestimientos anticorrosión tales como el cadmiado, que es muy utilizado en aeronáutica. Sin embargo, estos revestimientos plantean problemas importantes.

En efecto, estos revestimientos están sujetos al descascarillado y a la fisuración, lo que impone una vigilancia regular y atenta del estado de la superficie.

Por otra parte, el cadmio es un elemento fuertemente nocivo frente al medio ambiente y su utilización está severamente controlada por ciertas reglamentaciones.

Por otra parte, las diversas operaciones de revestimiento de tipo químico o electrolítico, desprenden hidrógeno, que es susceptible de perjudicar de forma irremediable a las piezas que deben ser protegidas, como consecuencia del fenómeno perfectamente conocido de la «rotura retardada» o de la «fatiga estática» antes de su puesta en servicio, y los métodos de prevención son muy pesados y costosos.

En todos los casos, el substrato macizo permanece intrínsecamente muy susceptible a la fisuración frágil, que está favorecida por el hidrógeno externo de cualquier procedencia.

En la actualidad, ningún acero de baja aleación y con resistencia muy elevada (Rm > 1.900 MPa) presenta un valor de K1CSC en los medios acuosos atmosféricos o urbanos que se aproxime al valor de K1C medido en atmósfera neutra, y el estudio fino de los mecanismos de propagación de fisuras en presencia de hidrógeno interno

o externo tendería a probar que las relaciones K1CSC/K1C de los aceros actuales con resistencia muy elevada son siempre claramente mucho menores que la unidad, salvo en el caso en que se introduzcan en estos aceros elementos de la clase de los platinoides. Estos elementos actúan como «repelentes» del hidrógeno, pero su coste prohibitivo impide actualmente su utilización como elementos de adición.

Por otra parte, existen también aceros maraging, con contenidos elevados en cromo (> 10 % de Cr) y que son considerados inoxidables en atmósferas «urbanas»; un ejemplo de acero representativo de esta categoría está descrito en los documentos US-A-3 556 776 y JP 02 310 339.

Sin embargo, ninguno de estos aceros maraging inoxidables, conocidos actualmente, permite alcanzar los niveles de resistencia mecánica que ofrecen los aceros maraging sin cromo y los aceros de baja aleación, es decir una resistencia a la tracción Rm de 1.900 MPa y por encima de este valor.

La composición de acero de la invención tiene por objeto resolver estos problemas técnicos proponiendo un acero inoxidable martensítico, que tiene una resistencia intrínseca a la corrosión en medio atmosférico (ambiente marino o urbano) en el que ha sido erradicada la fuente externa de hidrógeno, y al mismo tiempo presenta una resistencia a la tracción elevada (del orden de 1.800 MPa y por encima de este valor) y una tenacidad equivalente a la de los aceros al carbono de baja aleación y con resistencia muy elevada.

Con esta finalidad, la invención tiene por objeto un acero inoxidable

•: 9% ≤ Cr ≤ 13 %

•: 1,5 % ≤ Mo ≤ 3%

•: 8% ≤ Ni ≤14 %

•: 1% ≤ Al ≤ 2%

•: 0,5 % ≤ Ti ≤ 1,5 % con Al + Ti ≥ 2,25 %

•: trazas ≤ Co ≤ 2%

•: trazas ≤ W ≤ 1% con Mo + (W/2) ≤ 3%

•: trazas ≤ P ≤ 0,02 %

•: trazas ≤ S ≤ 0,0050 %

•: trazas ≤ N ≤ 0,0060 %

•: trazas ≤ C ≤ 0,025 %

•: trazas ≤ Cu ≤ 0,5 %

•: trazas ≤ Mn ≤ 3%

•: trazas ≤ Si ≤ 0,25 %

•: trazas ≤ O ≤ 0,0050 % y es tal que:

•: Ms (ºC) = 1302 -42Cr -63Ni -30Mo + 20Al -15W -33Mn -28Si -30Cu 13Co + 10Ti ≥ 50

•: Cr eq/Ni eq ≤ 1,05 con Cr eq (%) = Cr + 2Si + Mo + 1,5Ti + 5,5Al + 0,6W Ni eq (%) = 2Ni + 0,5Mn + 30C + 25N + Co + 0,3Cu, siendo el resto hierro e impurezas inevitables. De manera preferente 10 % ≤ Cr ≤ 11,75 %. De manera preferente 2 % ≤ Mo ≤ 3 %. De manera preferente 10,5 % ≤ Ni ≤ 12,5 %. De manera preferente 1,2 % ≤ Al ≤ 1,6 %. De manera preferente 0,75 % ≤ Ti ≤ 1,25 % De manera preferente trazas ≤ Co ≤ 0,5 % De manera preferente trazas ≤ P ≤ 0,01 % De manera preferente trazas ≤ S ≤ 0,0010 %

De manera preferente trazas ≤ S ≤ 0,0005 % De manera preferente trazas ≤ N ≤ 0,0030 % De manera preferente trazas ≤ C ≤ 0,0120 % De manera preferente trazas ≤ Cu ≤ 0,25 % De manera preferente trazas ≤ Si ≤ 0,25 % De manera preferente trazas ≤ Si ≤ 0,10 % De manera preferente trazas ≤ Mn ≤ 0,25 % De manera preferente trazas ≤ Mn ≤ 0,10 % De manera preferente trazas ≤ O ≤ 0,0020 %.

La invención tiene por objeto, de igual modo, un procedimiento para la fabricación de una pieza mecánica de acero con elevadas resistencia mecánica y resistencia a la corrosión, caracterizado porque:

•: se elabora un producto semiacabado mediante la preparación y a continuación la transformación en caliente de un lingote de composición tal como la que se ha descrito más arriba;

•: se ejecuta un tratamiento térmico de disolución sobre dicho producto semiacabado entre 850 y 950ºC, seguido inmediatamente por un tratamiento criogénico de refrigeración rápida hasta una temperatura menor o igual que 75ºC sin interrupción por debajo del punto de transformación Ms y durante un período de tiempo suficiente para asegurar una refrigeración completa en todo el espesor de la pieza;

•: se ejecuta un revenido de envejecimiento entre 450 y 600ºC durante un período de tiempo de mantenimiento isotermo comprendido entre 4 y 32 horas. Dicho tratamiento criogénico puede ser un temple en nieve carbónica. Dicho tratamiento criogénico puede ser efectuado a una temperatura

comprendida de -80ºC durante 4 horas como mínimo.

Entre dicho tratamiento de disolución y dicho tratamiento criogénico se puede proceder a un temple isotermo a una temperatura mayor que el punto de transformación Ms.

Después del tratamiento criogénico y antes del revenido de envejecimiento se puede proceder a un conformado en frío y a un tratamiento térmico de disolución.

-6Puede ejecutarse, al menos, un tratamiento térmico de homogeneización entre

1.200 y 1.300ºC durante, al menos, 24 horas sobre el lingote o durante sus transformaciones en caliente en producto semielaborado, pero antes de la última de estas transformaciones en caliente.

De igual modo, la invención tiene por objeto una pieza mecánica de acero de elevadas resistencia a la corrosión y resistencia mecánica, caracterizada porque ha sido obtenida de conformidad con el procedimiento precedente.

A título de ejemplo se trata de un cajón de un tren de aterrizaje de aeronave.

Como se habrá comprendido, la invención se basa en primer lugar sobre una composición de acero tal como la que ha sido definida más arriba. La composición presenta, principalmente, como particularidades los contenidos en Ni, en Al, en Ti, en Mo, en Cr y en Mn que son o que pueden ser bastante elevados.

De la misma manera, se han propuesto tratamientos termomecánicos, por medio de los cuales se obtienen las propiedades deseadas para el metal final. El acero de la invención permite un endurecimiento estructural por medio de la precipitación simultánea de las fases secundarias de tipo β-NiAl, η-Ni3Ti y,

eventualmente, µ-Fe7(Mo, W)6 según el efecto denominado «maraging», lo que le confiere, después de un envejecimiento térmico, que asegura la precipitación, un nivel muy elevado de resistencia mecánica de, como mínimo, 1.800 MPa, combinado con un buen comportamiento a la corrosión, en particular a la corrosión bajo tensión en medios corrosivos atmosféricos.

De igual modo, queda mejorado su comportamiento en fatiga por medio del estricto control de las impurezas consideradas nocivas (nitrógeno, oxígeno).

Por otra parte, el acero de la invención tiene una buena resistencia al calentamiento y, por lo tanto, puede soportar temperaturas que llegan hasta los 300ºC para cortas duraciones y del orden de 250ºC para duraciones prolongadas. Su sensibilidad al hidrógeno es menor que la de los aceros de baja aleación.

La invención se comprenderá mejor por medio de la lectura de la descripción que sigue.

Los aceros de resistencia muy elevada son muy sensibles a la corrosión bajo tensión. La composición de acero de la invención es tal que el propio origen de la rotura por corrosión bajo tensión, que es la producción de hidrógeno por los mecanismos de corrosión seguido por la fragilización del metal por difusión interna de este hidrógeno, está circundada en medios atmosféricos merced a un comportamiento reforzado a la corrosión en general. Con esta finalidad, los contenidos en cromo y en molibdeno son, como mínimo, respectivamente de un 9 % y de un 1,5 %, de manera preferente, como mínimo, de un 10 % y de un 2 % de forma que, en este último caso, se alcance un índice de picaduras I.P., definido como

I.P. = Cr + 3,3 Mo, de 16,5 como mínimo, como el de los aceros inoxidables austeníticos del tipo AlSI 304 con 16-18 % de Cr. En efecto, un contenido en cromo mínimo entre un 9 y un 11 % es necesario para conferir a un acero una capacidad de protección frente a la corrosión en atmósfera húmeda, merced a la formación en su superficie de una película de óxido rica en cromo. Sin embargo, esta película protectora es insuficiente en el caso en el que el medio atmosférico esté contaminado por iones sulfatos o cloruros, que pueden desarrollar la corrosión por picadura y a continuación por agrietamiento, siendo ambos susceptibles de proporcionar hidrógeno fragilizante.

El elemento molibdeno tiene, por su parte, un efecto muy favorable sobre el reforzamiento de la película pasiva frente a la corrosión en medios acuosos contaminados con cloruros o con sulfatos.

En segundo lugar, el efecto de endurecimiento que proporciona una resistencia mecánica muy elevada al acero se obtiene por precipitación de varias fases secundarias endurecedoras durante un tratamiento térmico de revenido de una estructura completamente martensítica. Esta estructura martensítica previa al revenido resulta de un tratamiento de disolución previo en el dominio austenítico y a continuación de una refrigeración (o temple) hasta una temperatura suficientemente baja como para que toda la austenita se transforme en martensita.

El acero de la invención sufre este endurecimiento merced a la precipitación de fases intermetálicas de prototipos β-NiAl, η-Ni3Ti y, eventualmente, µ-Fe7 (Mo, W)6. El mayor endurecimiento se obtiene por medio de las adiciones más elevadas de aluminio, de titanio y de molibdeno. El contenido en níquel debe ser ajustado de una manera muy precisa con el fin de que el endurecimiento máximo se obtenga a partir de una estructura puramente martensítica, sin ferrita ni austenita residual de temple.

En tercer lugar, el acero de la invención tiene una ductilidad y una tenacidad máxima, que se obtienen, principalmente, por medio de la limitación al máximo de los efectos de anisotropía relacionados con la solidificación de los lingotes.

Con esta finalidad, el acero debe estar exento de la fase ferrita δ y de la fase austenita residual después de la disolución y de la refrigeración.

Esta es la razón por la cual el acero de la invención se caracteriza por un equilibrado específico de sus elementos de adición como se describe más adelante. Ferrita imagen2 :

Esta fase es nefasta por dos razones principales:

i): esta fase provoca una fragilización del metal,

ii): esta fase modifica la respuesta al endurecimiento del acero y no le permite ya

alcanzar sus propiedades mecánicas óptimas.

El acero de la invención no contiene ferrita como consecuencia de que su

composición responde a las condiciones que han sido descritas más adelante.

Las fórmulas que van a ser citadas se apoyan en dos relaciones entre los elementos de aleación, siendo una de ellas una suma ponderada de los contenidos en % másico de los elementos que estabilizan la ferrita y que está expresada por una variable Cr equivalente (Cr eq), siendo la otra una suma ponderada de los contenidos en % másico de los elementos que estabilizan a la austenita, y que está expresada por la variable Ni equivalente (Ni eq)

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Se ha averiguado que la ferrita δ, formada de forma transitoria durante la solidificación del acero de la invención, puede ser totalmente resorbida durante un tratamiento térmico a elevada temperatura y en fase sólida, por ejemplo entre 1.200 y 1.300ºC, cuando:

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Segregación química a la solidificación:

La segregación química de un acero durante su solidificación es un fenómeno inevitable, que resulta del reparto de los elementos entre la fracción sólida y la fracción líquida alrededor del sólido. Al final de la solidificación, el líquido residual se coagula en zonas que, de forma clásica, son intergranulares, es decir interdendríticas, y se encuentra de nuevo en estas zonas un enriquecimiento de algunos elementos de aleación, y/o un empobrecimiento de otros elementos de aleación. Las celdillas de segregación, que se forman de este modo, son deformadas a continuación y, en parte, son homogeneizadas de nuevo durante operaciones de transformación termomecánica. Después de estas operaciones de deformación, subsiste una estructura denominada en «bandas» según el sentido de la deformación, que es claramente anisotrópica. La respuesta a los tratamientos térmicos de estas bandas segregadas está muy diferenciada, lo que desemboca en propiedades mecánicas desiguales en función de la dirección de los esfuerzos ejercidos: de una forma casi generalizada, las propiedades de ductilidad y de tenacidad (K1C) están disminuidas en todos los casos en los que los esfuerzos son ejercidos de una forma más o menos perpendicular con respecto a la estructura en bandas.

Por lo tanto, se lleva a cabo la optimización de la homogeneidad estructural del acero de la invención, que está dictada por las condiciones de solidificación, de manera preferente, con ayuda de tratamientos térmicos de homogeneización a temperaturas muy elevadas, comprendidas entre 1.200 y 1.300ºC, con un período de tiempo superior a 24 horas, practicadas sobre los lingotes y/o sobre los productos intermedios, es decir sobre los productos semiacabados en el transcurso de la transformación en caliente. Sin embargo, un tratamiento de este tipo no debe intervenir después de la última transformación en caliente, puesto que, en otro caso, se volvería a encontrar con un tamaño de grano muy importante antes de la serie de los tratamientos. Transformación martensítica y austenita residual:

Las mejores propiedades del acero de la invención se obtienen como consecuencia de una disolución entre 850 y 950ºC, en el dominio austenítico, seguido por una refrigeración suficientemente enérgica como para permitir la transformación total de la austenita en martensita. Esta transformación debe ser total por dos razones.

En primer lugar, el endurecimiento por precipitación de las fases intermetálicas durante el envejecimiento ulterior sólo se produce a partir de la estructura martensítica. De este modo, todas las zonas de austenita residual no transformadas después del final de la refrigeración no responden al endurecimiento.

Esto perjudica en gran medida a las propiedades globales del acero de la invención, tanto más cuanto que estas zonas son muy frecuentemente aquellas que proceden de la segregación residual de los lingotes y por lo tanto son fuertemente anisótropas.

En segundo lugar, los mejores compromisos entre la resistencia, la ductilidad y la tenacidad del acero se obtienen cuando el revenido de envejecimiento permite la formación simultánea de los precipitados endurecedores y de una pequeña fracción de austenita de reversión, que está dispuesta en películas en los defectos de la estructura tales como las juntas interaciculares de la martensita. La estructura sándwich, que está constituida por las acículas de martensita, que están separadas por películas de austenita de reversión, proporciona una gran ductilidad del acero endurecido. Para que esta austenita de reversión en pequeña cantidad pueda formarse a partir de la estructura martensítica, es preciso obligatoriamente que ésta sea martensítica, es decir que esté exenta del modo más amplio posible de austenita residual no transformada al final de la refrigeración después del ciclo de disolución. En efecto, a una temperatura de envejecimiento dada, únicamente existe un solo contenido de austenita en el equilibrio, independientemente de que sea de tipo residual o de reversión, siendo buscada esta última.

Se admite, por lo común, que la anchura del dominio de la transformación martensítica de un acero muy aleado, dominio que está comprendido entre la temperatura de inicio de la transformación Ms y la temperatura del final de la transformación Mf, es de 150ºC aproximadamente, y que este dominio es tanto más ancho cuanto menos homogénea es la estructura del acero. Esto significa que la temperatura Ms de un acero, que se refrigera a temperatura ambiente (aproximadamente 25ºC) desde su dominio de disolución austenítica, debe ser de 175ºC como mínimo.

Las tecnologías modernas permiten refrigerar fácilmente los aceros a temperaturas situadas por debajo de la temperatura ambiente (tratamientos denominados «criogénicos») lo que permite concluir la transformación martensítica de aceros cuya temperatura Ms sea menor que 175ºC; sin embargo, existe un límite a esto en el sentido en que esta transformación de fase, térmicamente activada, está fuertemente perjudicada a temperaturas muy bajas.

El acero de la invención tiene una composición equilibrada de tal manera que la temperatura de transformación Ms es ≥ 50ºC y, de manera preferente, es próxima o es mayor que 70ºC. De este modo, su refrigeración a -80ºC, o por debajo de este valor, en un medio refrigerante, permite la transformación de la austenita en martensita. Esto es posible por medio de la busca de un intervalo de temperatura Ms -Mf de 140ºC como mínimo, de manera preferente de 160ºC como mínimo, por la aplicación, después del tratamiento de disolución entre 850 y 950ºC, de una refrigeración que se concluye, por ejemplo, en nieve carbónica a -80ºC o por debajo de este valor, durante un período de tiempo suficiente para asegurar la refrigeración completa de los productos y una transformación completa de la austenita en martensita.

Para obtener este efecto, el acero de la invención debe presentar un valor repetitivo y fiable de Ms que debe responder a la relación siguiente, que es función de todos los elementos de adición incluidos en el acero y que influyen principalmente sobre la Ms, con inclusión de los elementos presentes en contenidos residuales pero cuyo efecto es fuerte sobre el valor de la Ms. Este valor se calcula por medio de la fórmula (los contenidos de los diferentes elementos son en % ponderales):

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El análisis estadístico de coladas experimentales ha permitido validar esta relación para los valores de Ms desde 0 hasta 225ºC, y deducir el valor mínimo que debe tener el punto Ms para el acero de la invención. Este valor es de +50ºC y, de manera preferente, es de +70ºC.

Los papeles de los elementos de adición principales están detallados a continuación:

El cromo y el molibdeno son los elementos que confieren al acero su buena resistencia a la corrosión: de igual modo, el molibdeno es susceptible de participar, además, en el endurecimiento durante la precipitación por revenido de la fase intermetálica de tipo Fe7Mo6.

El contenido en cromo de los aceros de la invención está comprendido entre un 9 y un 13 %, de manera preferente entre un 10 y un 11,75 %. Más allá de un 13 % de cromo, ya no es posible el equilibrado global del acero. En efecto, cuando se disminuyen los elementos que favorecen la ferrita delta residual (Mo = 1,5 %, Al = 1,5 % y Ti = 0,75 %, Ti + Al = 2,25 %), la relación entre Cr eq y Ni eq implica que el contenido en níquel sea, como mínimo, de un 11 %. Ahora bien, una composición de este tipo, que se encuentra, por lo tanto, en el límite de los dominios de la invención, ya no responde a la relación Ms ≥ 50ºC.

Y esto es tanto más verdadero cuanto más elevados son los contenidos en elementos endurecedores Al, Ti y Mo, de donde se deduce que el límite superior preferente en cromo es del 11,75 %.

El contenido en molibdeno es, como mínimo, de un 1,5 % para que se pueda obtener el efecto anticorrosión buscado. El contenido máximo es del 3 %. Más allá de un 3 % de molibdeno, la temperatura del líquido de una fase intermetálica rica en molibdeno de tipo χ, estable a temperatura elevada, se vuelve mayor que 950ºC; por otra parte, en algunos casos, la solidificación se concluye por un sistema eutéctico que produce fases intermetálicas macizas, ricas en molibdeno y cuya disolución ulterior requiere temperaturas de disolución mayores que 950ºC.

En estos dos casos, temperaturas de austenización mayores que 950ºC conducen a un engrosamiento exagerado de la estructura granular, incompatible con las propiedades mecánicas requeridas.

Sin embargo, si el acero contiene así mismo tungsteno, éste substituirá en parte al molibdeno a razón de un átomo de tungsteno por dos átomos de molibdeno. En este caso, el límite máximo de un 3 % se aplica a la suma Mo + (W/2).

Tal como se ha dicho, de manera preferente, los contenidos en cromo y en molibdeno deben permitir la obtención de un índice de picadura de 16,5 como mínimo.

El níquel es indispensable al acero para ejercer tres funciones esenciales:

•: estabilizar la fase austenítica a las temperaturas de disolución y eliminar

cualquier traza de ferrita δ; con esta finalidad, el acero de la invención debe

comprender, como mínimo, un 10 % de níquel y, de manera preferente, como

mínimo un 10,5 %, a menos que sea aportado otro elemento gammágeno al

acero, por ejemplo manganeso; para una adición de manganeso que llegue

hasta un 3 %, se puede disminuir el contenido en níquel hasta un 8 %;

•: favorecer la ductilidad del acero, en particular para los envejecimientos a

temperaturas por encima o iguales a los 500ºC, puesto que ésta provoca en

-13 este caso la formación de una pequeña fracción de austenita, denominada de reversión, que es muy dúctil, finamente dispersada en todo el acero, entre las acículas de la martensita dura y frágil; sin embargo, este efecto dúctil se obtiene en detrimento del valor de la resistencia mecánica;

• participar directamente en el endurecimiento del acero durante el envejecimiento por precipitación de las fases: β-NiAl y η-Ni3Ti. El contenido en austenita dispersada en el acero debe ser limitado a un 10 %

como máximo para conservar resistencias mecánicas muy elevadas: el contenido en níquel es, desde este punto de vista, de un 14 % como máximo; su contenido preferido está comprendido entre un 10,5 y un 12,5 % y finalmente se ajusta de manera precisa por medio de las dos relaciones descritas precedentemente: Cr eq / Ni eq ≤ 1,05; Ms ≥ 50ºC;

El aluminio es un elemento necesario para el endurecimiento del acero; los niveles de resistencia máxima buscados (Rm ≥ 1.800 MPa) sólo se alcanzan con una adición de un 1 % como mínimo de aluminio y, de manera preferente, de un 1,2 % como mínimo. El aluminio estabiliza en gran medida a la ferrita δ y el acero de la invención no puede comprender más de un 2 % de aluminio sin que aparezca esta fase. De este modo, el contenido en aluminio está limitado, de manera preferente, a un 1,6 %, por precaución, con el fin de tener en cuenta las variaciones analíticas de los otros elementos que favorecen la ferrita, y que son, principalmente, el cromo, el molibdeno y el titanio.

El titanio, así como el aluminio, es un elemento necesario para el endurecimiento del acero. Éste permite su endurecimiento por precipitación de la fase η -Ni3Ti.

En el acero maraging del tipo PM 13-8Mo y que contiene más de un 1 % de Al, el crecimiento del valor de resistencia mecánica Rm proporcionado por el titanio es aproximadamente de 400 MPa por porcentaje de titanio.

En el acero de la invención, que contiene un 1 % de aluminio como mínimo, los valores de resistencia mecánica muy elevados pretendidos no son obtenidos más que cuando la suma Al + Ti es, al menos, igual a un 2,25 % en peso.

Por otra parte, el titanio fija de una forma muy eficaz al carbono contenido en el acero en forma de carburo TiC, lo que permite evitar los efectos nocivos del carbono libre como se ha indicado más adelante. Por otra parte, puesto que la solubilidad del carburo TiC es bastante baja, es posible precipitar este carburo de una forma homogénea en el acero durante fases finales de transformación termomecánica a de bajas temperaturas en el dominio austenítico del acero: esto permite evitar la precipitación intergranular fragilizante del carburo.

Para la obtención óptima de estos efectos, el contenido en titanio debe estar comprendido entre un 0,5 y un 1,5 %, de manera preferente entre un 0,75 y un 1,25 %.

El cobalto, en substitución del níquel, en una proporción de un 2 % en peso de cobalto para un 1 % de níquel, es ventajoso puesto que permite estabilizar la austenita a las temperaturas de disolución, al mismo tiempo que permite conservar una solidificación del acero de la invención según el modo ferrítico buscado (éste estabiliza muy débilmente a la austenita a las temperaturas de solidificación): en este caso, el cobalto amplía el dominio de las composiciones según la invención tales como las que están definidas por las relaciones entre Cr eq y Ni eq. Por otra parte, al mismo tiempo que estabiliza la estructura austenítica a las temperaturas de disolución, la substitución de un 1 % de níquel por un 2 % de cobalto permite aumentar de una manera bastante clara el punto Ms de inicio de la transformación martensítica del acero, como puede deducirse de la fórmula para el cálculo de Ms.

Por último, el cobalto confiere a la estructura martensítica una mayor capacidad de respuesta al endurecimiento; sin embargo, el cobalto no participa directamente en el endurecimiento por precipitación de la fase β -NiAl y no tiene el efecto ductilizante del níquel. Por el contrario, favorece la precipitación de la fase fragilizante σ -FeCr en detrimento de la fase µ -Fe7Mo6 que puede tener un efecto endurecedor.

Por estas dos últimas razones, la adición de cobalto está limitada a un 2 %, de manera preferente a un 0,5 % en el dominio restringido en el que todas las propiedades del acero de la invención pueden ser adquiridas sin tener que recurrir a los efectos del cobalto.

El tungsteno puede ser añadido en substitución del molibdeno puesto que éste participa de una manera más activa en el endurecimiento de la solución sólida de la martensita, y de la misma manera es susceptible de participar en la precipitación al revenido de la fase intermetálica de tipo µ -Fe7 (Mo, W)6. Se puede añadir hasta un 1 %, si la suma Mo +(W/2) no sobrepasa de un 3 %.

En general, pequeñas cantidades de ciertos elementos o de impurezas metálicas, metaloides o no metálicas, pueden modificar de manera considerable las propiedades de todas las aleaciones.

El fósforo tiende a segregarse en las juntas de los granos, lo que reduce la adhesión de estas juntas y disminuye la tenacidad y la ductilidad de los aceros por fragilización intergranular. En el acero de la invención no debe sobrepasarse un contenido máximo de un 0,02 %, de manera preferente de un 0,01 %.

El azufre es conocido por introducir una fuerte fragilización de los aceros de alta resistencia según diversos modos, como la segregación intergranular y la precipitación de inclusiones de sulfuros: el objetivo consiste, por lo tanto, en minimizar al máximo su contenido en el acero, en función de los medios de elaboración disponibles. Son accesibles muy fácilmente contenidos en azufre muy bajos en las materias primas con los medios de afinado clásico. Por lo tanto es fácil responder a la exigencia del acero de la invención que especifica que las propiedades mecánicas requeridas demandan un contenido en azufre menor que un 0,0050 %, de manera preferente menor que un 0,0010 % y, en el caso ideal, menor que un 0,0005 %, por medio de una elección apropiada de las materia primas.

El contenido en nitrógeno también debe ser mantenido en el valor más bajo posible con los medios de elaboración disponibles, por una parte para obtener la mejor ductilidad del acero y, por otra parte, para obtener el límite más elevado posible de resistencia la fatiga, en particular dado que el acero contiene el elemento titanio. En efecto, en presencia de titanio, el nitrógeno forma nitruros cúbicos TiN insolubles, que son extremadamente nocivos por su forma y por sus propiedades físicas. Estos nitruros constituyen grietas incipientes sistemáticas de fisuración en fatiga.

Sin embargo, las concentraciones en nitrógeno que se obtienen corrientemente con los métodos industriales de elaboración bajo vacío, permanecen relativamente elevadas, en particular en presencia de adiciones de titanio.

Únicamente pueden ser obtenidos contenidos muy bajos en nitrógeno por medio de una selección cuidadosa de las materias primas, en particular de ferro

Por regla general, el método industrial de elaboración bajo vacío permite obtener contenidos en nitrógeno residual comprendidos entre un 0,0030 y un 0,0100 %, de manera típica centrados sobre un 0,0050 y un 0,0060 % en el caso del acero de la invención. La mejor solución para el acero de la invención consiste, por lo tanto, en buscar un contenido residual en nitrógeno tan bajo como sea posible, es decir menor que un 0,0060 %.

En caso necesario, y cuando la aplicación requiera características excepcionales de comportamiento de fatiga, de tenacidad y/o de ductilidad, se pueden buscar contenidos en nitrógeno por debajo de un 0,0030 % por medio de la elección de materias primas y de métodos de elaboración específicos.

El carbono, que está presente por lo común en los aceros, es un elemento indeseable en el acero de la invención por varias razones:

•: provoca la precipitación de carburos, que reducen la ductilidad y la tenacidad,

•: fija al cromo en forma de carburo M23C6, que es fácilmente soluble y cuya precipitación durante diversos ciclos térmicos de la fabricación, se produce en parte en las juntas de los granos, cuya matriz circunda y, por este motivo, la empobrece en cromo: este mecanismo es el origen del fenómeno muy nocivo y perfectamente conocido de la corrosión intergranular,

•: endurece la matriz martensítica en el estado de disolución y temple, lo que la hace más frágil y, principalmente, más sensible a las «grietas» (fisuraciones superficiales que aparecen durante el temple). Por todas estas razones, el contenido máximo en carbono del acero de la

invención está limitado a un 0,025 % como máximo y, de una manera más preferente, a un 0,0120 % como máximo.

El cobre, que es un elemento que se encuentra de forma residual en las materias primas comerciales, no debe estar presente por encima de un 0,5 % y, de manera preferente, se recomienda un contenido final en cobre menor o igual que un 0,25 % en el acero de la invención. La presencia de cobre en mayor cantidad desequilibraría el comportamiento global del acero: el cobre tiende fácilmente a desplazar el modo de solidificación fuera del dominio buscado, y disminuye inútilmente el punto de transformación Ms.

-17 El manganeso y el silicio están presentes comúnmente en los aceros, en particular dado que son utilizados como desoxidantes del metal líquido durante las elaboraciones clásicas en horno en el que el acero líquido está en contacto con la atmósfera. De la misma forma, el manganeso es utilizado en los aceros con objeto de fijar el azufre libre, que es extremadamente nocivo, en forma de sulfuros de manganeso, que son menos nocivos. Dado que el acero de la invención presenta contenidos muy bajos en azufre y que es elaborado bajo vacío, los elementos manganeso y silicio no tienen ninguna utilidad bajo este punto de vista y sus contenidos pueden estar limitados a los de las materias primas. Por otra parte, estos dos elementos rebajan el punto de transformación Ms, lo que reduce de igual modo las concentraciones tolerables de los elementos favorables a las propiedades mecánicas y de anticorrosión (Ni, Mo, Cr) para mantener a Ms a un nivel suficientemente elevado, como es posible deducir de la relación entre Ms y la composición química. Por lo tanto, el contenido en silicio debe ser mantenido en un 0,25 % como máximo, de manera preferente en un 0,10 % como máximo. El contenido en manganeso también puede ser mantenido en estos mismos límites. Sin embargo, también puede considerarse jugar sobre el contenido en manganeso del acero de la invención para ajustar el compromiso entre una resistencia a la tracción elevada y una tenacidad elevada, que es deseable obtener para las aplicaciones consideradas. El manganeso ensancha el bucle austenítico y, en particular, rebaja la temperatura Ac1 casi tanto como el níquel. Además, como el manganeso tiene un menor efecto de rebaje del Ms que el níquel, puede ser reemplazada ventajosamente una parte del níquel por manganeso para evitar la presencia de ferrita δ y ayudar a la formación de la austenita de reversión durante el envejecimiento de endurecimiento. Esta substitución debe hacerse, evidentemente, respetándose las condiciones sobre Cr eq / Ni eq y Ms tales como las que han sido consideradas más arriba. De este modo, el contenido máximo en Mn puede llevarse hasta un 3 %. En el caso de elevado contenido en manganeso, el modo de elaboración del acero debe ser adaptado para que este contenido esté bien controlado. En particular, podrá ser preferible no efectuar tratamiento bajo vacío con

posterioridad a la adición principal de manganeso, tendiendo este elemento a evaporarse bajo presión reducida.

El oxígeno, que está presente en el acero de la invención, forma óxidos nefastos para la ductilidad y para el comportamiento en fatiga. Por esta razón, es necesario contener su concentración al valor más bajo posible, es decir a un 0,0050 % como máximo, de manera preferente por debajo de un 0,0020 %, lo cual permiten los medios industriales de elaboración bajo vacío.

Los elementos que no han sido citados no están presentes eventualmente más que como impurezas resultantes de la elaboración.

Los contenidos dados como preferentes para los diversos elementos son independientes entre sí.

De forma típica, el acero de la invención es elaborado bajo vacío según prácticas industriales tradicionales, por ejemplo, por medio de un horno de inducción bajo vacío o según una doble fase de elaboración bajo vacío, por ejemplo por elaboración y moldeo en un horno bajo vacío de un primer electrodo, y a continuación por al menos una operación de refusión bajo vacío de este electrodo para obtener un lingote final. En caso de adición voluntaria de manganeso, la elaboración de un lingote puede comprender una fase de elaboración bajo vacío de un electrodo en un horno de inducción seguida de una fase de refusión según el procedimiento de refusión bajo escoria (ESR); los diferentes métodos de refusión ESR o VAR (refusión con arco eléctrico bajo vacío) pueden ser combinados.

Los procedimientos de transformación termomecánica a elevada temperatura, por ejemplo el forjado o la laminación, permiten un conformado fácil de los lingotes moldeados, en condiciones habituales. Estos procedimientos permiten la obtención de todo tipo de productos semiacabados con el acero de la invención (planchas, barras, bloques, piezas forjadas o matrizadas...).

De manera preferente, queda asegurada una buena homogeneidad estructural en los productos semiacabados por medio de un tratamiento térmico de homogeneización entre 1.200 y 1.300ºC, practicado antes y/o durante la gama de transformaciones termomecánicas en caliente, pero no después de la última transformación en caliente con el fin de evitar que los tratamientos ulteriores tengan lugar sobre productos semiacabados con un tamaño de grano demasiado grande.

-19 Cuando se concluyen las operaciones de transformación termomecánica en caliente, los productos se disuelven entonces a una temperatura comprendida entre 850 y 950ºC, y a continuación las piezas son refrigeradas rápidamente hasta una temperatura final situada por debajo o igual a -75ºC, sin interrupción por debajo del punto de transformación Ms, eventualmente aplicando un tramo de temple isotermo por debajo del Ms. Como el punto Ms es poco elevado, pueden llevarse fácilmente temples con aceite caliente a T ≥ Ms. Esto permite homogeneizar la temperatura en piezas macizas y, sobre todo, evitar las grietas de temple debidas a la transformación martensítica diferencial entre la superficie de las piezas macizas y el núcleo caliente de las piezas. Por otra parte, cuando se parte de una pieza igualada a una temperatura mayor que Ms, la transformación martensítica durante el paso criogénico se produce de forma continua. De forma típica, la temperatura es del orden de -80ºC cuando este temple se lleva a cabo en nieve carbónica. El mantenimiento a bajas temperaturas es de un período de tiempo suficiente para asegurar una refrigeración completa en todo el espesor de las piezas. Este mantenimiento dura, de forma típica, al menos 4 horas a -80ºC. Tras el retorno a la temperatura ambiente, el metal, constituido por una martensita dúctil y de baja dureza, puede ser conformado eventualmente en frío y después, de nuevo, puede ser disuelto para alcanzar propiedades homogéneas. Las propiedades finales del acero se obtienen, por último, por medio de un revenido de envejecimiento a temperaturas comprendidas entre 450 y 600ºC durante períodos de tiempo de mantenimiento isotermos comprendidos entre 4 y 32 horas, en función de las características buscadas. En efecto, el par de variables tiempo y temperatura de envejecimiento se elige teniendo en consideración los criterios siguientes en el dominio de 450 a 600ºC:

•: la resistencia máxima alcanzada disminuye cuando la temperatura de envejecimiento crece pero, de manera recíproca, los valores de ductilidad y de tenacidad crecen,

•: el período de tiempo del envejecimiento necesario para provocar el endurecimiento crece cuando disminuye la temperatura,

•: a cada nivel de temperatura, la resistencia pasa por un máximo para un período de tiempo determinado, que se denomina «pico de endurecimiento»,

•: para cada nivel de resistencia considerado, que puede ser alcanzado por varios pares de variables de tiempo y de temperatura de envejecimiento, existe un solo par tiempo/temperatura que confiere el mejor compromiso entre resistencia/ductilidad al acero de la invención. Estas condiciones

5 óptimas corresponden a un inicio de sobreenvejecimiento de la estructura, que se obtienen cuando se va más allá del «pico de endurecimiento» definido más arriba. Se describen ahora ejemplos de aceros de conformidad con la invención y de

procedimientos de conformidad con la invención que les son aplicados, así como 10 ejemplos de referencia para comparación de los resultados obtenidos. La tabla 1 reagrupa las composiciones de los aceros ensayados.

Tabla 1: Composición de los aceros ensayados

imagen1: Referencias imagen1 imagen1 Invención

imagen1: A B C D imagen1 E F G H I J

C %: 0,0080 0,0040 0,013 < 0,0020 imagen1 0,0091 0,0028 0,0120 0,0120 0,0044 0,0024

Si %: 0,073 < 0,030 < 0,030 < 0,030 imagen1 0,021 0,038 0,036 0,038 < 0,03 0,033

Mn: < 0,030 < < < < 0,016 0,019 0,023 < 0,03 <

%: imagen1 0,030 0,030 0,030 imagen1 0,050 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 0,030

Ni %: 10,71 10,96 10,46 11,83 imagen1 11,16 10,58 10,85 11,84 10,95 12,47

Cr %: 11,53 11,44 10,75 11,63 imagen1 11,36 11,40 10,89 9,00 10,35 10,00

Mo %: 2,01 2,00 3,48 2,34 imagen1 1,94 1,98 2,45 2,96 2,85 2,00

Al %: 1,60 1,43 1,21 1,55 imagen1 1,35 1,38 1,41 1,41 1,33 1,41

Ti: 0,322 0,605 0,321 1,00 imagen1 1,03 0,961 1,02 0,842 1,22 1,09

imagen1: Referencias imagen1 imagen1 Invención

imagen1: A B C D imagen1 E F G H I J

%: imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1

W: < 0,020 < < < < < < < < <

%: imagen1 0,020 0,020 0,020 imagen1 0,020 0,020 0,020 0,020 0,020 0,020

N %: 0,0012 0,0027 0,0084 0,0026 imagen1 0,0056 0,0064 0,0032 0,0029 0,0007 0,0007

Co %: ≤ 0,05 ≤ 0,05 ≤ 0,05 < 0,05 imagen1 < 0,05 < 0,05 < 0,05 < 0,05 0,103 0,038

Cu: < 0,020 < < < < < < < < <

%: imagen1 0,020 0,020 0,020 imagen1 0,020 0,020 0,020 0,020 0,020 0,020

S %: 0,00027 0,0007 0,0007 0,0002 imagen1 0,0004 0,0009 0,0006 0,0006 0,0001 0,0001

O%: - - - 0,0004 imagen1 0,0012 0,0014 0,0009 0,0008 - 0,0005

Ti: 1,922 2,035 1,531 2,55 2,38 2,341 2,43 2,252 2,55 2,50

%

+Al

Ms: 113 102 111 32 imagen1 97 131 124 123 127 75

Cr: 1,06 1,01 0,99 1,01 0,98 1,05 1,02 0,87 1,01, 0,85

eq /

Ni

eq: imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1 imagen1

Las muestras de referencia tienen composiciones que difieren de la invención esencialmente con respecto a su contenido en titanio que es demasiado bajo (A y C) y/o con respecto a su suma Ti + Al que es demasiado baja (A, B, C) o con respecto a su punto Ms que es demasiado bajo puesto que es menor que 50ºC (D). La muestra C presenta, así mismo, un contenido en molibdeno demasiado elevado.

Estas muestras han sido obtenidas por elaboración de un electrodo de 1 tonelada (muestras A, D, I y J) o de 200 kg (las restantes) en un horno bajo vacío, que han sufrido los tratamientos termomecánicos siguientes:

• homogeneización durante 24 horas a 1.250ºC;

• forjado a su salida del horno con una reducción del espesor mayor o igual que 5 4;

•: forjado de acabado con un grado de amasadura de al menos 2 tras calentamiento a 950ºC

•: disolución a temperaturas de 900ºC aproximadamente durante 2 horas, seguido de un temple al agua y de un tratamiento criogénico a -80ºC en nieve

10 carbónica durante 8 horas (salvo para la muestra I en la que la disolución ha sido efectuada a 950ºC durante 1 hora 30),

• revenido de envejecimiento a 510ºC durante 8 horas. Las principales características estructurales y mecánicas de las muestras están

reagrupadas en la tabla 2. 15 Tabla 2: características estructurales y mecánicas de los aceros ensayados

imagen1: Referencias imagen1 imagen1 Invención

imagen1: A B C D imagen1 E F G H I J

Rm (MPa): 1778 1815 1690 1671 imagen1 1888 1896 1920 1908 1947 1842

Rp 0,2 (MPa): 1667 1710 1595 1439 imagen1 1763 1800 9822 1795 1895 1661

Z (%): 59 61 61 61 imagen1 53 56 53 55 50 51

KV (J): 15 14 35 20 imagen1 9/13 6/7 8/9 8/8 6 -

A (%): 10,9 10,7 10,7 11,5 imagen1 9,5 9,1 9,2 9,4 9,1 11,7

K1c (T-L) (MPa ): 85 70 101 - imagen1 - - 46 - - 76

Por lo tanto, los aceros de conformidad con la invención permiten: • obtener los niveles considerados de resistencia a la rotura Rm por encima de

1.800 MPa, así como un límite elástico Rp 0,2 elevado;

20 • mantener una ductilidad, que no está demasiado degrada con relación a los aceros de referencia.

-23 El acero de referencia D, cuyo único valor de Ms no responde a la invención, no alcanza el nivel de endurecimiento deseado, mientras que su suma Al + Ti responde bien a la condición Al + Ti ≥ 2,25. En efecto, este acero contiene un 16 % de austenita residual después del tratamiento criogénico. 5 Entre los aceros de la invención, se pueden distinguir dos categorías:

• aquellos que tienen un comportamiento a la corrosión superior (cromo y molibdeno elevados), pero que tienen una mayor fragilidad puesto que su contenido en níquel es necesariamente más bajo si se quiere respetar la condición relativa a Ms: E, F, G, H, I sobresalen de esta categoría;

10 • los que ofrecen una mejor ductilidad que los precedentes como consecuencia de que su contenido en níquel es elevado, pero cuyo comportamiento a la corrosión es menor puesto que sus contenidos en cromo y molibdeno están necesariamente limitados para sea respetada la condición relativa a Ms: J sobresale de esta categoría.

-24

Claims

REIVINDICACIONES

1.-Acero inoxidable martensítico, caracterizado porque su composición es, en porcentajes ponderales: -9% ≤ Cr ≤ 13 % -1,5 % ≤ Mo ≤ 3% -8% ≤ Ni ≤ 14 % -1% ≤ Al ≤ 2% -0,5 % ≤ Ti ≤ 1,5 % con Al + Ti ≥ 2,25 % -trazas ≤ Co ≤ 2% -trazas ≤ W ≤ 1 % con Mo + (W/2) ≤ 3% -trazas ≤ P ≤ 0,02 % -trazas ≤ S ≤ 0,0050 % -trazas ≤ N ≤ 0,0060 % -trazas ≤ C ≤ 0,025 % -trazas ≤ Cu ≤ 0,5 % -trazas ≤ Mn ≤ 3% -trazas ≤ Si ≤ 0,25 % -trazas ≤ 0 ≤ 0,0050 % y es tal que:

•

Ms (ºC) = 1302 -42Cr -63Ni -30Mo + 20Al -15W -33Mn -28Si -30Cu 13Co + 10Ti ≥ 50

•

Cr eq / Ni eq ≤ 1,05 con Cr eq (%) = Cr + 2Si + Mo + 1,5Ti + 5,5Al + 0,6W Ni eq (%) = 2Ni + 0,5Mn + 30C + 25N + Co + 0,3Cu, siendo el resto hierro e impurezas inevitables.
2.-Acero según la reivindicación 1, caracterizado porque 10 % ≤ Cr ≤ 11,75 %. 3.-Acero según la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque 2% ≤ Mo ≤ 3 %. 4.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizado porque 10,5 % ≤ Ni ≤ 12,5 %.

-25 5.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizado porque 1,2 % ≤ Al ≤ 1,6 %. 6.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque 0,75 % ≤ Ti ≤ 1,25 %. 7.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque trazas ≤ Co ≤ 0,5 %. 8.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizado porque trazas ≤ P ≤ 0,01 %. 9.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque trazas ≤ S ≤ 0,0010 %. 10.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque trazas ≤ S ≤ 0,0005 %. 11.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 10, caracterizado porque trazas ≤ N ≤ 0,0030 %. 12.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 11, caracterizado porque trazas ≤ C ≤ 0,0120 %. 13.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 12, caracterizado porque trazas ≤ Cu ≤ 0,25 %. 14.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 13, caracterizado porque trazas ≤ Si ≤ 0,25 %. 15.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 14, caracterizado porque trazas ≤ Si ≤ 0,10 %. 16.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 15, caracterizado porque trazas ≤ Mn ≤ 0,25 %.
17.-Acero según la reivindicación 16, caracterizado porque trazas ≤ Mn ≤ 0,10 %.
18.-Acero según una de las reivindicaciones 1 a 17, caracterizado porque trazas ≤ O ≤ 0,0020 %.
19.-Procedimiento para la fabricación de una pieza mecánica de acero con elevadas resistencia mecánica y resistencia a la corrosión, caracterizado porque:

•

se elabora un producto semiacabado mediante la preparación y a continuación

reivindicaciones 1 a 18;

•

se ejecuta un tratamiento térmico de disolución sobre dicho producto semiacabado entre 850 y 950ºC, seguido inmediatamente por un tratamiento criogénico de refrigeración rápida hasta una temperatura menor o igual que 75ºC sin interrupción por debajo del punto de transformación Ms y durante un período de tiempo suficiente para asegurar una refrigeración completa en todo el espesor de la pieza;

•

se ejecuta un revenido de envejecimiento entre 450 y 600ºC durante un período de tiempo de mantenimiento isotermo comprendido entre 4 y 32 horas. 20.-Procedimiento según la reivindicación 19, caracterizado porque dicho

tratamiento criogénico es un temple en nieve carbónica.
21.-Procedimiento según la reivindicación 19 o 20, caracterizado porque dicho tratamiento criogénico se efectúa a una temperatura de -80ºC durante, al menos, 4 horas.
22.-Procedimiento según una de las reivindicaciones 19 a 21, caracterizado porque entre dicho tratamiento de disolución y dicho tratamiento criogénico, se procede a un temple isotermo a una temperatura mayor que el punto de transformación Ms.
23.-Procedimiento según una de las reivindicaciones 19 a 22, caracterizado porque después del tratamiento criogénico y antes del revenido de envejecimiento, se procede a un conformado en frío y a un tratamiento térmico de disolución.
24.-Procedimiento según una de las reivindicaciones 20 a 23, caracterizado porque se ejecuta, como mínimo, un tratamiento térmico de homogeneización entre

1.200 y 1.300ºC durante, como mínimo, 24 horas sobre el lingote o durante sus transformaciones en caliente en producto semiacabado, pero antes de la última de estas transformaciones en caliente.
25.-Pieza mecánica en acero de elevadas resistencia a la corrosión y resistencia mecánica, caracterizada porque ha sido obtenida por el procedimiento según una de las reivindicaciones 19 a 24.
26.-Pieza mecánica según la reivindicación 25, caracterizada porque se