ES2713998T3 - Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico - Google Patents

Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico Download PDF

Info

Publication number
ES2713998T3
ES2713998T3 ES12774657T ES12774657T ES2713998T3 ES 2713998 T3 ES2713998 T3 ES 2713998T3 ES 12774657 T ES12774657 T ES 12774657T ES 12774657 T ES12774657 T ES 12774657T ES 2713998 T3 ES2713998 T3 ES 2713998T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
stainless steel
temperature
weight
austenite
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES12774657T
Other languages
English (en)
Inventor
James Oliver
Jan Y Jonsson
Juho Talonen
Rachel Pettersson
Jan-Olof Andersson
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Outokumpu Oyj
Original Assignee
Outokumpu Oyj
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from PCT/FI2011/050345 external-priority patent/WO2011135170A1/en
Application filed by Outokumpu Oyj filed Critical Outokumpu Oyj
Application granted granted Critical
Publication of ES2713998T3 publication Critical patent/ES2713998T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Método para fabricar un acero inoxidable ferrítico-austenítico que tiene una buena conformabilidad, buena soldabilidad y alta elongación, caracterizado porque el acero inoxidable, que consiste en un % en peso menor de 0,05% de C, 0,2-0,7% de Si, 2-5% de Mn, 19-20,5% de Cr, 0,8-1,5% de Ni, menos de 0,6% de Mo, menos de 1% de Cu, 0,16-0,26% de N, y opcionalmente uno o más elementos: 0-0,5% de W, 0-0,2% de Nb, 0-0,1% de Ti, 0-0,2% de V, 0-0,5% de Co, 0-50 ppm de B, y 0-0,04% de Al, el Fe de equilibrio e impurezas inevitables y contiene la suma de carbono y nitrógeno C+N en el rango de 0,17-0,295% en peso, se trata con calor en el rango de temperatura de 900- 1200ºC con el fin de tener la microestructura que contiene 45-75% de austenita, siendo el resto ferrita en la condición de tratamiento con calor, y después del tratamiento con calor la temperatura Md30 del acero inoxidable se mide mediante deformación del acero inoxidable y midiendo la fracción de martensita transformada, y el acero que tiene la temperatura Md30 medida entre 0 y 50°C se selecciona con el fin de utilizar la plasticidad inducida por la transformación (TRIP) para mejorar la conformabilidad del acero inoxidable.

Description

DESCRIPCION
Metodo para fabricar y utilizar acero inoxidable ferntico-austemtico
Campo tecnico
La presente invencion se refiere a un metodo para fabricar y utilizar un acero inoxidable ferntico-austemtico de baja aleacion con alta resistencia, excelente conformabilidad y buena resistencia a la corrosion y buena soldabilidad. La conformabilidad se consigue por una transformacion controlada de la martensita de la fase de austenita produciendo la denominada plasticidad inducida por transformacion (TRIP). Una bajo contenido de carbono mejora adicionalmente la conformabilidad, asf como la soldabilidad del acero fabricado.
Tecnica anterior
Se han propuesto numerosas aleaciones fernticas-austenfticas o duplex de baja aleacion para combatir los altos costes de los materiales brutos, tales como mquel y molibdeno, con el objetivo principal de conseguir una resistencia y comportamiento frente a la corrosion adecuados. Cuando se hace referencia a las siguientes publicaciones, los contenidos de los elementos estan en % en peso, si no se menciona nada mas.
La patente US 3.736.131 describe un acero inoxidable austemtico-ferntico con 4-11% de Mn, 19-24% de Cr, hasta 3,0% de Ni y 0,12-0,26% de N que contiene 10 a 50% de austenita, que es estable y presenta una alta tenacidad. La alta tenacidad se obtiene evitando la transformacion de austenita a martensita.
La patente US 4.828.630 describe aceros inoxidables duplex con 17-21,5% de Cr, 1 a menos de 4% de Ni, 4-8% de Mn y 0,05-0,15% de N que son termicamente estables frente a la transformacion a martensita. El contenido de ferrita tiene que mantenerse por debajo del 60% para lograr una buena ductilidad.
La patente EP 1327008 describe una aleacion duplex de baja aleacion con alta resistencia, buena ductilidad y alta estabilidad estructural con 20-23% de Cr, 3-8% de Mn, 1,1 -1,7% de Ni y 0,15-0,30% de N.
La solicitud de patente WO 2006/071027 describe un acero duplex con bajo contenido de mquel con 19,5-22,5% de Cr, 0,5-2,5% de Mo, 1,0-3,0% de Ni, 1,5-4,5% de Mn y 0,15-0,25% de N que tiene ductilidad en caliente mejorada comparado con aceros similares.
La patente EP 1352982 describio un medio para evitar el agrietamiento retardado en aceros austemticos Cr-Mn mediante la introduccion de determinadas cantidades de fase ferrita.
En los ultimos anos, los aceros duplex de baja aleacion se han usado en gran medida y los aceros segun la patente US 4.848.630, patente EP 1327008, solicitud de patente EP 1867748 y patente Us 6.623.569 se han usado comercialmente en un gran numero de aplicaciones. El acero duplex Outokumpu LDX 2101® segun EP 1327008 se ha usado ampliamente en tanques de almacenamiento, vehmulos de transporte, etc. Estos aceros duplex de baja aleacion tienen el mismo problema que los demas aceros duplex, una conformabilidad limitada que los hace menos aplicables para uso en partes altamente conformadas que los aceros inoxidables austenfticos. Los aceros duplex tienen, por lo tanto, una aplicacion limitada en componentes tales como intercambiadores de calor de placas. Sin embargo, los aceros duplex de baja aleacion tienen un potencial unico para mejorar la ductilidad ya que la fase de austenita puede hacerse lo suficientemente baja en el contenido de la aleacion como para ser metaestable, proporcionando una plasticidad incrementada por un mecanismo como se describe mas adelante
Existen unas pocas referencias que utilizan fase austenftica metaestable en aceros duplex para una resistencia y ductilidad mejoradas. La patente US 6.096.441 se refiere a aceros austemticos-feniticos con alta elongacion por traccion que contienen esencialmente 18-22% de Cr, 2-4% de Mn, menos de 1% de Ni y 0,1-0,3% de N. Un parametro relacionado con la estabilidad en terminos de formacion de martensita debena estar en un cierto rango que produzca una elongacion por traccion mejorada. La solicitud de patente US 2007/0163679 describe un rango muy amplio de aleaciones austenfticas-fernticas con alta conformabilidad principalmente por el control del contenido de C+N en la fase de austenita.
La plasticidad inducida por la transformacion (TRIP) es un efecto conocido para los aceros austemticos metaestables. Por ejemplo, la estriccion local en una muestra de ensayo de traccion esta obstaculizada por la transformacion inducida por la deformacion de la austenita blanda a martensita dura, trasladando la deformacion a otra localizacion de la muestra y produciendo una deformacion uniforme mayor. La TRIP tambien puede usarse para aceros fernticosaustemticos (duplex) si la fase de austenita se disena correctamente. La manera clasica de disenar la fase de austenita para un determinado efecto TRIP es usar expresiones empmcas establecidas o modificadas para la estabilidad de la austenita sobre la base de su composicion qmmica, una de las cuales es la temperatura Md30. La temperatura Md30 se define como la temperatura a la cual 0,3 de deformacion verdadera rinde el 50% de transformacion de la austenita a martensita. Sin embargo, las expresiones empmcas se establecen con aceros austemticos y existe un riesgo al aplicarlas a aceros inoxidables duplex.
Es mas complejo disenar la estabilidad de la austenita de aceros duplex, ya que la composicion de la fase de austenita depende tanto de la qmmica del acero como del historial termico. Ademas, la morfolog â y tamano de la fase influyen en el comportamiento de la transformacion. La patente US 6.096.441 ha usado una expresion para la composicion a granel y reivindica un determinado rango (40-115) que se requiere para obtener el efecto deseado. Sin embargo, esta informacion solo es valida para el historial termico usado para los aceros en esta investigacion particular, ya que la composicion de austenita variara con la temperatura de recocido. En la solicitud de patente US 2007/0163679, se midio la composicion de la austenita y se especifico que una formula general de Md para la fase de austenita variaba de -30 a 90 para aceros que muestran las propiedades deseadas.
Las formulas empmcas para la estabilidad de la austenita se basan en investigaciones de aceros austemticos estandar y pueden tener una usabilidad limitada para la fase de austenita en acero duplex, ya que las condiciones para la estabilidad no estan restringidas solo a la composicion, sino tambien a los esfuerzos residuales y parametros de fase o grano. Las solicitudes de patente EP 2258885, 2172574 y 2060646 calculan la temperatura Md30 predicha usando la expresion de Nohara. Como se describe en la solicitud de patente US 2007/0163679, una manera mas directa para evaluar la estabilidad de la martensita mediante la medicion de la composicion de la fase de austenita y despues calcular la cantidad de formacion de martensita despues de trabajo en fno. Sin embargo, este es un procedimiento muy tedioso y costoso y requiere un laboratorio metalurgico de clase alta. Otra manera es usar bases de datos termodinamicas para predecir el balance de fases de equilibrio y composiciones de cada fase. Sin embargo, dichas bases de datos no pueden describir las condiciones no de equilibrio que prevalecen despues de los tratamientos termo-mecanicos en la mayor parte de los casos practicos. Un trabajo extenso con diferentes composiciones duplex que tienen una fase de austenita parcialmente metaestable mostro que las temperaturas de recocido y las velocidades de enfriamiento teman una gran influencia en el contenido de austenita y la composicion, haciendo que sean diffciles las predicciones de la formacion de martensita sobre la base de las expresiones empmcas. Para poder controlar totalmente la formacion de martensita en los aceros duplex, parece necesario, pero no suficiente, el conocimiento sobre la composicion de la austenita junto con parametros microestructurales.
Descripcion de la invencion
A la vista de los problemas de la tecnica anterior, una manera apropiada de la invencion es, en lugar esto, medir la temperatura Md30 para diferentes aceros y usar esta informacion para disenar composiciones optimas y etapas de fabricacion para aceros duplex con alta ductilidad. La informacion adicional obtenida a partir de la medicion de la temperatura Md30 es la dependencia de la temperatura para diferentes aceros. Como los procesos de conformado ocurren a varias temperaturas, es importante conocer esta dependencia y usarla para modelar el comportamiento de conformado.
El objetivo principal de la presente invencion es proporcionar un metodo de fabricacion controlado de transformacion de martensita inducida por deformacion en un acero inoxidable duplex de baja aleacion para obtener una excelente conformabilidad y una buena resistencia a la corrosion, asf como una buena soldabilidad. Los efectos deseados pueden conseguirse comprendiendo la aleacion principalmente (en % en peso): menos de 0,05% de carbono (C), 0,2­ 0,7% de silicio (Si), 2-5% de manganeso (Mn), 19-20,5% de cromo (Cr), 0,8-1,35% de mquel (Ni), menos de 0,6% de molibdeno (Mo), menos de 1% de cobre (Cu), 0,16-0,26% de nitrogeno (N), ocurriendo el hierro de equilibrio (Fe) e impurezas inevitables en los aceros inoxidables. La suma de C+N esta en el rango de 0,17-0,295%, suma C+N en la que un menor contenido de carbono para evitar la sensibilizacion durante la soldadura se compensa por un contenido de nitrogeno incrementado para mantener la conformabilidad. Opcionalmente, la aleacion puede contener ademas uno o mas elementos anadidos deliberadamente; 0-0,5% de tungsteno (W), 0-0,2% de niobio (Nb), 0-0,1% de titanio (Ti), 0-0,2% de vanadio (V), 0-0,5% de cobalto (Co), 0-50 ppm de boro (B), y 0-0,04% de aluminio (Al). El acero puede contener como elementos trazas inevitables como impurezas menos de 0,010% en peso, preferiblemente menos de 0,005% en peso de azufre (S), menos de 0,040% en peso de fosforo (P), de manera que la suma de azufre y fosforo (S+P) es menor de 0,04% en peso, y el contenido de oxfgeno (O) total esta por debajo de 100 ppm. En un caso de un polvo metalico, el contenido de oxfgeno maximo puede ser hasta 250 ppm.
El acero duplex segun la invencion debera contener de 45 a 75% de austenita en la condicion tratada con calor, siendo el resto de la fase ferrita y martensita no termica. El tratamiento con calor puede llevarse a cabo usando diferentes metodos de tratamiento con calor, tales como recocido por disolucion, recocido por induccion con alta frecuencia o recocido local, en el rango de temperatura de 900 a 1200°C, ventajosamente de 1000 a 1150°C. Para obtener la mejona en la ductilidad deseada, la temperatura Md30 medida debena estar entre cero y 50°C. Las formulas empmcas que describen la correlacion entre las composiciones de acero y los tratamientos termo-mecanicos deben usarse para disenar la conformabilidad optima para dichos aceros. Las caractensticas esenciales de la presente invencion se listan en las reivindicaciones adjuntas.
Una caractenstica importante de la presente invencion es el comportamiento de la fase de austenita en la microestructura de duplex. El trabajo con diferentes aleaciones mostro que las propiedades deseadas solo se obtienen en un rango composicional estrecho. Sin embargo, la idea principal con la presente invencion es describir un procedimiento para obtener la ductilidad optima con una soldabilidad aumentada de determinadas aleaciones duplex, donde los aceros propuestos representan ejemplos con este efecto. No obstante, el equilibrio entre los elementos aleantes es crucial, ya que todos los elementos influyen en el contenido de austenita, ademas de en la estabilidad de la austenita e influyen en la resistencia y resistencia a la corrosion. Ademas, el tamano y morfologfa de la microestructura afectara a la estabilidad de la fase, as ^como a la resistencia del material y tiene que restringirse para un proceso controlado.
Debido a fallos en la prediccion del comportamiento de conformabilidad de aceros fernticos-austemticos metaestables, se presenta un nuevo concepto o modelo. Este modelo se basa en los valores metalurgicos y mecanicos medidos acoplados con las descripciones empmcas para seleccionar tratamientos termico-mecanicos apropiados para productos con propiedades personalizadas.
Los efectos de los diferentes elementos en la microestructura se describen en lo que sigue, describiendose los contenidos de los elementos en% en peso:
El carbono (C) se reparte en la fase de austenita y tiene un fuerte efecto en la estabilidad de la austenita. A diferencia del comportamiento normal en los aceros inoxidables en los que los carburos solo precipitan cuando se disminuye la temperatura del tratamiento con calor, se ha encontrado en la presente invencion que los carburos pueden tambien precipitar cuando se incrementa la temperatura del tratamiento con calor por encima de un valor cntico. Dicho comportamiento es perjudicial para las propiedades mecanicas y de corrosion obtenidas en soldaduras autogenas y la zona afectada por el calor cercana a todos los tipos de soldaduras. Este efecto sorprendente puede entenderse a partir de la forma del campo de la fase de austenita como una funcion de la temperatura, representando aqu el triple punto las curvas de equilibrio de tres fases austenita, ferrita y carburo hacia mayor contenido de carbono y menor cromo a mayores temperaturas. Este efecto causa que la composicion de aleaciones con, en cierto modo, mayor contenido de carbono se muevan en el interior de la region de tres fases causando la precipitacion de carburos en lugar de permanecer en el interior del campo de dos fases deseado de austenita-ferrita. Para evitar este efecto, el contenido de carbono debena limitarse a un rango de menos de 0,05%, preferiblemente al rango de menos de 0,035%.
El nitrogeno (N) es un estabilizador importante de la austenita en aleaciones duplex y como el carbono incrementa la estabilidad de la austenita. El nitrogeno tambien incrementa la resistencia, endurecimiento por deformacion y resistencia a la corrosion. Las expresiones empmcas generales publicadas sobre la temperatura Md30 indican que el nitrogeno y el carbono tienen la misma influencia fuerte sobre la estabilidad de la austenita, pero el presente trabajo muestra una influencia mas debil del nitrogeno en aleaciones duplex. El nitrogeno puede anadirse a aceros inoxidables en un grado mayor que el carbono sin efectos adversos en la resistencia a la corrosion. Ademas, es importante mantener el campo de austenita tan grande como sea posible para evitar el efecto en la soldadura perjudicial de la precipitacion de carburo, la adicion de carbono, nitrogeno y mquel adicional es beneficiosa para la estabilidad de la austenita. La limitacion mencionada anteriormente del carbono hace que sea necesario estabilizar de otra forma la austenita con niveles reducidos de carbono. En combinacion con la posibilidad limitada para alear carbono, preferiblemente tanto el nitrogeno como el mquel se incrementan ligeramente. Tanto el nitrogeno como el carbono tienen una fuerte influencia en el efecto TRIP y unos valores demasiado altos pueden reducir el optimo de TRIP deseado; puede aceptarse de 0,16% hasta 0,26% de nitrogeno, y la suma de carbono y nitrogeno C+N debena estar en el rango de 0,17-0,295%, preferiblemente, 0,2-0,29% y mas preferiblemente, 0,23-0,27%, con el fin de mantener la estabilidad de la austenita o incluso mejorar el comportamiento de la austenita durante la deformacion.
El silicio (Si) se anade normalmente a aceros inoxidables para propositos de desoxidacion en el taller de fundicion y no debena estar por debajo de 0,2%. El silicio estabiliza la fase de ferrita en aceros duplex, pero tiene un efecto estabilizante mas fuerte en la estabilidad de la austenita frente a la formacion de martensita del mostrado en las expresiones actuales. Por esta razon, el silicio se maximiza hasta 0,7%, preferiblemente 0,6%, lo mas preferiblemente 0,4%.
El manganeso (Mn) es una adicion importante para estabilizar la fase de austenita y para incrementar la solubilidad del nitrogeno en el acero. Por esto, el manganeso puede reemplazar parcialmente al costoso mquel y llevar al acero al equilibrio de fase correcto. Los niveles demasiado altos reduciran la resistencia a la corrosion. El manganeso tiene un fuerte efecto sobre la estabilidad de la austenita frente a la formacion de martensita por deformacion que el indicado en la bibliograffa publicada y el contenido de manganeso debe abordarse cuidadosamente. El rango de manganeso debena ser de 2,0 a 5,0%.
El cromo (Cr) es la adicion principal para hacer que el acero sea resistente a la corrosion. El cromo estabilizador de ferrita tambien es la principal adicion para crear un equilibrio de fase apropiado entre austenita y ferrita. Para llevar a cabo estas funciones, el nivel de cromo debena ser al menos 19% y para restringir la fase de ferrita hasta los niveles apropiados para el proposito actual, el contenido maximo debena ser 20,5%.
El mquel (Ni) es un elemento aleante esencial para estabilizar la fase de austenita y para una buena ductilidad y debe anadirse al menos 0,8% al acero. Al tener una gran influencia en la estabilidad de la austenita frente a la formacion de martensita, el mquel tiene que estar presente en un rango estrecho. Debido al alto coste y fluctuacion del precio del mquel, el mquel debe maximizarse en los aceros actuales hasta 1,35%.
El cobre (Cu) esta presente normalmente como un residual de 0,1-0,5% en la mayor parte de los aceros inoxidables, ya que los materiales brutos en gran medida estan en la forma de chatarra inoxidable que contiene este elemento. El cobre es un estabilizador debil de la fase de austenita, pero tiene un fuerte efecto en la resistencia a la formacion de martensita y debe considerarse en la evaluacion de la conformabilidad de las aleaciones actuales. Puede hacerse una adicion intencional de hasta 1,0%.
El molibdeno (Mo) es un estabilizador de ferrita que puede anadirse para incrementar la resistencia a la corrosion. El molibdeno incrementa la estabilidad de la austenita, y junto con otras adiciones, el molibdeno no puede anadirse en mas de 0,6%.
La presente invencion se describe con mayor detalle en referencia a los dibujos, donde
La Fig. 1 es un diagrama que muestra los resultados de la medicion de la temperatura Md30 usando equipamiento Satmagan,
La Fig. 2 muestra la influencia de la temperatura Md30 y el contenido de martensita en deformacion-endurecimiento y elongacion uniforme de los aceros de la invencion recocidos a 1050°C,
La Fig. 3a muestra la influencia de la temperatura Md30 medida en la elongacion,
La Fig. 3b muestra la influencia de la temperatura Md30 calculada en la elongacion,
La Fig. 4 muestra el efecto del contenido de austenita en la elongacion,
La Fig. 5 muestra la microestructura de la aleacion A de la invencion usando evaluacion por difraccion de electrones por retrodispersion (EBSD) cuando se somete a recocido a 1050°C,
La Fig. 6 muestra las microestructuras de la aleacion B de la invencion, cuando se somete a recocido a 1050°C, y La Fig. 7 es una ilustracion esquematica del modelo de caja de herramientas.
Se realizaron estudios detallados sobre la formacion de martensita para algunas aleaciones duplex de baja aleacion. Se presto una atencion particular al efecto de la estabilidad de la austenita, formacion de martensita y temperatura Md30 en las propiedades mecanicas. Este conocimiento, crucial para el diseno de un grado de acero con propiedades optimas, esta ausente en las patentes de la tecnica anterior. Se hicieron ensayos para algunas aleaciones seleccionadas segun la Tabla 1.
Figure imgf000005_0001
Las aleaciones A, B, C, D y E son ejemplos de la presente invencion. La aleacion Ref1 es segun la solicitud de patente US 2007/0163679, mientras LDX 2101 es un ejemplo fabricado comercialmente de EP 1327008, un acero duplex de baja aleacion con una fase de austenita que tiene una buena estabilidad para la formacion de martensita por deformacion.
Las aleaciones A-C se fabricaron en un horno de induccion de vacfo en una escala de 60 kg a pequenas planchas que se enrollaron en caliente y se enrollaron en fno hasta un espesor de 1,5 mm. Las aleaciones D y E se produjeron en una escala de 100 toneladas seguido de enrollamiento en caliente y enrollamiento en fno hasta una forma de bobina con dimensiones finales variadas. La aleacion 2101 se produjo comercialmente en una escala de 100 toneladas, se enrollo en caliente y se enrollo en fno en forma de bobina. Para todas las aleaciones ensayadas, se hizo el tratamiento con calor usando recocido por disolucion a diferentes temperaturas de 1000 a 1150°C, seguido de un enfriamiento al aire rapido o enfriamiento con agua.
La composicion qmmica de la fase de austenita se midio usando microscopio electronico de barrido (SEM) con analisis de espectroscopfa de dispersion de energfa y dispersion de longitud de onda y los contenidos se listan en la Tabla 2. La proporcion de la fase de austenita (% y) se midio en muestras grabadas usando analisis de imagen en microscopio optico.
Figure imgf000006_0001
Las temperaturas Md30 reales (temp Md30 de ensayo) se establecieron por deformacion de las muestras de traccion hasta 0.30 de deformacion verdadera a diferentes temperaturas y midiendo la fraccion de la martensita transformada (Martensita %) con equipamiento Satmagan. Satmagan es una balanza magnetica, en la que la fraccion de fase ferromagnetica se determina poniendo una muestra en un campo magnetico saturante y comparando las fuerzas magnetica y gravitacional inducidas por la muestra. Los contenidos de martensita medidos y las temperaturas Md30 reales resultantes (Md30 medida) junto con las temperaturas predichas usando la expresion de Nohara Md30 = 551 -462(C+N) - 9,2Si - 8,1 Mn - 13,7Cr -29(Ni+Cu) - 18,5Mo - 68Nb (Md30 Nohara) para la composicion de austenita se listan en la Tabla 3. La proporcion medida de austenita transformada en martensita a una deformacion verdadera de 0,3 frente a la temperatura de ensayo se ilustra en la Figura 1.
Figure imgf000006_0002
Figure imgf000007_0001
Las mediciones de los contenidos de ferrita y austenita se hicieron usando analisis de imagen por microscopio optico despues de grabar en grabador de Beraha y los resultados se reportan en la Tabla 4. Las microestructuras tambien se evaluaron respecto a la finura de la estructura expresada como anchura de la austenita (anchura y) y espaciado de la austenita (espaciado y). Estos datos se incluyen en la Tabla 4, asf como los resultados de la elongacion uniforme (Ag) y elongacion hasta fractura (A50/A80) en las direcciones longitudinal (long) y transversal (trans).
Tabla 4. Parametros microestructurales, temperaturas Md30 y datos de ductilidad
Figure imgf000007_0002
Los ejemplos de las microestructuras resultantes se muestran en las Figuras 5 y 6. Los resultados de los ensayos de traccion (velocidad de deformacion estandar 0.001s-1/ 0.008s-1) se presentan en la Tabla 5.
Tabla 5. Datos completes del ensayo de traccion
Figure imgf000008_0001
Para investigar la resistencia a la corrosion, se midieron los potenciales de picadura de las aleaciones en las muestras, que se molieron en humedo hasta un acabado de superficie de 320 mesh en disolucion NaCl 1 M a 25°C usando electrodo estandar de Calomel con un barrido de voltaje de 10 mV/min. Se hicieron tres mediciones individuales para cada grado. Los resultados se muestran en la Tabla 6.
Figure imgf000008_0002
La Temperature Crftica de Picadura (CPT) se midio en las aleaciones segun ASTM G150 en NaCI 0.1 M en las superficies segun se recibieron. Los resultados se muestran en la tabla 7.
Tabla 7 Temperatures crfticas de picadura
Figure imgf000009_0003
Los resultados muestran que la mayor parte de los valores de las temperatures crfticas de picadura para las aleaciones segun la invencion estan entre los valores tipicos de las temperatures crfticas de picadura de las aleaciones de referencia.
La temperature crftica de picadura tambien se midio en la aleacion D y E despues de cordon de soldadura TIG autogena en una placa. Los resultados se proporcionan en la tabla 8.
Tabla 8 Temperatura CPT para material sometido a soldadura TIG autogena
Figure imgf000009_0002
Ademas, se evaluo la susceptibilidad a ataque intergranular en el cordon en materiales de la placa observando y clasificando las microestructuras grabadas segun ASTM A262 practica A. Los resultados se proporcionan en la tabla 9.
Tabla 9 Susceptibilidad a ataque intergranular para material sometido a soldadura TIG autogena
Figure imgf000009_0001
La estructura de zanja en la tabla 9 significa que, en la microestructura, uno o mas granos estan completamente rodeados por zanjas. Una estructura dual contiene algunas zanjas, pero ningun grano esta completamente rodeado. El CPT mas bajo para material D de 1.0mm soldado se correlaciona asf con la observacion de que esta microestructura se ha sensibilizado ligeramente. Sin embargo, se obtuvieron buenos valores de CPT como se muestra en la tabla 8 para material D de 0.8 mm soldado.
La Tabla 2 revela que el equilibrio de fases y composicion de la fase de austenita vanan con la temperatura del recocido por disolucion. El contenido de austenita disminuye con una temperatura creciente. El cambio composicional en los elementos sustitutivos es pequeno, mientras los elementos intersticiales carbono y nitrogeno muestran una mayor variacion. Como los elementos carbono y nitrogeno segun las formulas disponibles tienen un fuerte efecto en la estabilidad de la austenita frente a la formacion de martensita, parece crucial el controlar su nivel en la austenita. Como se muestra en la Tabla 3, las temperaturas Md30 calculadas son claramente menores para los tratamientos con calor a mayor temperatura, indicando una mayor estabilidad. Sin embargo, las temperaturas Md30 medidas no presentan dicha dependencia. Para las aleaciones A, B y C, la temperatura Md30 se reduce ligeramente con solo 3 4°C cuando se incrementa la temperatura de la disolucion 100°C. Esta diferencia puede atribuirse a varios efectos. Por ejemplo, la mayor temperatura de recocido da lugar a una microestructura mas gruesa, que se sabe que afecta la formacion de martensita. Los ejemplos ensayados tienen una anchura de austenita o un espaciado de austenita en el orden de aproximadamente 2 a 6 pm. Los productos con la microestructura mas gruesa muestran una estabilidad diferente y descripcion divergente. Los resultados muestran que la prediccion de la formacion de martensita usando expresiones actuales establecidas no es funcional, incluso si se emplean metodos metalograficos avanzados.
En la Figura 1 se representan los resultados de la Tabla 3 y las curvas muestran que la influencia de la temperatura en la formacion de martensita es similar para las aleaciones ensayadas. Dicha dependencia es una parte importante de las descripciones empmcas para conformabilidad disenada, ya que en los procesos de conformado industriales la temperatura puede variar considerablemente.
La Figura 2 ilustra la fuerte influencia de la temperatura Md30 de la austenita (medida) y la cantidad de la martensita trasformada inducida por deformacion (ca) en las propiedades mecanicas. En la Figura 2, las curvas de esfuerzo verdadero-deformacion de los aceros ensayados se muestran con lmeas finas. Las lmeas gruesas corresponden a la tasa de deformacion-endurecimiento de los aceros, obtenidas mediante la diferenciacion de las curvas esfuerzodeformacion.
Segun los criterios de Considere, el inicio de estriccion, correspondiente a elongacion uniforme, ocurre en la interseccion de la curva de esfuerzo-deformacion y las curvas de deformacion-endurecimiento, despues de lo cual la deformacion-endurecimiento no puede compensar la reduccion de la capacidad de soportar carga del material causada por el adelgazamiento.
Las temperaturas Md30 y los contenidos de martensita a elongacion uniforme de los aceros ensayados tambien se muestran en la Figura 2. Es obvio que la tasa de deformacion-endurecimiento del acero depende esencialmente del grado de formacion de martensita. Cuanta mas martensita se forma, se alcanza una mayor tasa de deformacionendurecimiento. Asf, ajustando cuidadosamente la temperatura Md30, pueden optimizarse las propiedades mecanicas, concretamente la combinacion de resistencia a la traccion y elongacion uniforme.
Aparentemente, sobre la base de los presentes resultados experimentales, el rango de temperatura Md30 optima es sustancialmente mas estrecho que el indicado por las patentes de la tecnica anterior. Una temperatura Md30 demasiado alta causa un pico rapido de la tasa de deformacion-endurecimiento. Despues del pico, la tasa de deformacionendurecimiento cae rapidamente, dando lugar a un inicio temprano de estriccion y baja elongacion uniforme. Segun los resultados experimentales, la temperatura Md30 del acero C parece estar cercana del lfmite superior. Si la temperatura Md30 fuera mucho mas alta, la elongacion uniforme disminuina sustancialmente.
Por otra parte, si la temperatura Md30 es demasiado baja, no se forma suficiente martensita durante la deformacion. Por lo tanto, la tasa de deformacion-endurecimiento permanece baja, y consecuentemente, el inicio de la estriccion ocurre a un nivel bajo de deformacion. En la Figura 2, LDX 2101 representa el comportamiento tfpico de un grado de acero duplex estable con baja elongacion uniforme. La temperatura Md30 del acero B fue 17°C, que fue lo suficientemente alta como para permitir una formacion suficiente de martensita para asegurar la alta elongacion. Sin embargo, si la temperatura Md30 fuera incluso menor, se formana demasiado poca martensita y la elongacion sena claramente menor.
Sobre la base de los experimentos, la composicion qmmica y los tratamientos termo-mecanicos debenan disenarse de manera que la temperatura Md30 resultante del acero vane entre 0 y 50°C, preferiblemente entre 10°C y 45°C, y mas preferiblemente 20-35°C.
Los datos del ensayo de traccion en la Tabla 5 ilustran que la elongacion en la fractura es alta para todos los aceros segun la invencion, mientras el acero duplex de baja aleacion comercial (LDX 2101) con una austenita mas estable presenta valores de elongacion menores, tfpicos para los aceros duplex estandar. La Figura 3a ilustra la influencia de las temperaturas Md30 medidas de la austenita en la ductilidad. Para los presentes ejemplos, se obtiene una ductilidad optima para las temperaturas Md30 entre 10 y 30°C. En la Figura 3b se representa la influencia de las temperaturas Md30 calculadas en la ductilidad.
Ambos diagramas, Figura 3a y Figure 3b, ilustran claramente que hay una correlacion casi parabolica entre los valores de la temperatura Md30 y la elongacion, independientemente de como se haya obtenido la temperatura Md30. Existe una clara discrepancia ente los valores Md30 medidos y calculados, en particular para la aleacion C. Los diagramas muestran que el rango deseado de la temperatura Md30 es mucho mas estrecho de lo que predicen los calculos, lo que significa que es necesario optimizar mejor el control del proceso para obtener un efecto TRIP deseado. La Figura 4 muestra que el contenido de austenita para la ductilidad optima vana de aproximadamente 50 a 70% para los ejemplos usados. En la Figura 5, la temperatura Md30 de la aleacion A se ensaya a 40°C, teniendo en la microestructura 18% de martensita (gris en la imagen) y aproximadamente 30% de austenita (negro en la imagen), siendo el resto ferrita (blanco en la imagen).
La Figura 6 muestra las microestructuras de la aleacion B de la invencion despues de ser recocidas a 1050°C. Las fases en la Figura 6 son ferrita (gris), austenita (blanco) y martensita (gris oscuro en las bandas de austenita (blanco)) En la Figura 6, la parte a) se refiere a un material de referencia, la parte b) se refiere al ensayo de temperatura Md30 realizado a temperature ambiente, la parte c) se refiere al ensayo de temperature Md30 realizado a 40°C y la parte d) se refiere al ensayo de temperature Md30 realizado a 60°C.
El control de la temperature Md30 es crucial para lograr alta elongacion por deformacion. Tambien es importante tener en cuenta la temperature del material durante la deformacion, ya que influye en gran medida en la cantidad de martensita que puede formarse. Los datos en la Tabla 5 y en las Figuras 3a y 3b se refieren a ensayos a temperatura ambiente pero no puede evitarse algun incremento en la temperatura debido al calentamiento adiabatico. Consecuentemente, los aceros con una baja temperatura Md30 pueden no mostrar un efecto TRIP si se deforman a una temperatura elevada, mientras los aceros que tienen una temperatura Md30 aparentemente demasiado alta para una ductilidad optima a temperatura ambiente mostraran una elongacion excelente a temperaturas elevadas. Los ensayos de traccion con las aleaciones A y C a diferentes temperaturas (Tabla 10) mostraron los siguientes cambios relativos en la elongacion:
Figure imgf000011_0001
Los resultados muestran que la aleacion A con una menor temperatura Md30 presenta una reduccion en la elongacion a temperatura elevada, mientras la aleacion C con la mayor temperatura Md30 demuestra una elongacion incrementada cuando se eleva la temperatura.
La Tabla 6 muestra que la resistencia a la corrosion por picadura, expresada como potencial de picadura en NaCl 1 M, es al menos tan buena como la del acero austerntico estandar 304L.
La tecnica anterior no ha descrito una capacidad suficiente para disenar aceros duplex con el efecto TRIP apropiadamente, ya que las predicciones del comportamiento del acero usando formulas establecidas son poco fiables, proporcionando rangos demasiado anchos en las composiciones y en otras especificaciones. Segun la presente invencion, los aceros duplex de baja aleacion pueden disenarse y fabricarse de forma mas segura con una ductilidad optima, asf como buenas propiedades de soldadura, mediante la seleccion de determinados rangos en la composicion y usando un procedimiento especial que implica la medicion de la temperatura Md30 real y empleando un conocimiento emprnco especial para controlar los procesos de fabricacion. Esta nueva estrategia innovadora es necesaria para poder utilizar el efecto TRIP real en el diseno de productos altamente conformables. Como se ilustra en la Figura 7, se usa un concepto de caja de herramientas, donde se usan modelos empmcos para el equilibrio de fases y la estabilidad de la austenita sobre la base de las mediciones, para seleccionar las composiciones de las aleaciones que se someteran a tratamientos termico-mecanicos especiales para una conformabilidad disenada (la fraccion de austenita y la temperatura Md30). Mediante este modelo, es posible disenar la estabilidad de la austenita proporcionando la conformabilidad optima para un determinado cliente o aplicacion de solucion con una mayor flexibilidad que para los aceros inoxidables austernticos que presentan el efecto TRIP. Para dichos aceros inoxidables austernticos, la unica manera de ajustar el efecto TRIP es elegir otra composicion de fundicion, mientras, segun la presente invencion, utilizando el efecto TRIP en una aleacion duplex, el tratamiento con calor, tal como la temperatura de recocido por disolucion, proporciona una oportunidad para ajustar en gran medida el efecto TRIP sin introducir necesariamente una nueva fundicion. Sin embargo, como se describe en la seccion relacionada con el carbono y el nitrogeno, deben tenerse en cuenta consideraciones especiales respecto a los niveles de carbono y nitrogeno. El contenido de carbono debe seleccionarse de una manera tal que se evitan carburos producidos a alta temperatura y se mejora la soldabilidad.
El acero duplex fenitico austerntico fabricado segun la invencion puede producirse como fundiciones, lingotes, planchas, tochos, palanquillas y productos planos tales como placas, laminas, tiras, bobinas, y productos largos tales como barras, varillas, alambres, perfiles y formas, tubos y/o tubenas sin costuras o soldadas. Ademas, pueden producirse productos adicionales tales como polvo metalico, formas y perfiles conformados.

Claims (12)

REIVINDICACIONES
1. Metodo para fabricar un acero inoxidable ferntico-austemtico que tiene una buena conformabilidad, buena soldabilidad y alta elongacion, caracterizado porque el acero inoxidable, que consiste en un % en peso menor de 0,05% de C, 0,2-0,7% de Si, 2-5% de Mn, 19-2o,5% de Cr, 0,8-1,5% de Ni, menos de 0,6% de Mo, menos de 1% de Cu, 0,16-0,26% de N, y opcionalmente uno o mas elementos: 0-0,5% de W, 0-0,2% de Nb, 0-0,1% de Ti, 0-0,2% de V, 0-0,5% de Co, 0-50 ppm de B, y 0-0,04% de Al, el Fe de equilibrio e impurezas inevitables y contiene la suma de carbono y nitrogeno C+N en el rango de 0,17-0,295% en peso, se trata con calor en el rango de temperatura de 900-1200°C con el fin de tener la microestructura que contiene 45-75% de austenita, siendo el resto ferrita en la condicion de tratamiento con calor, y despues del tratamiento con calor la temperatura Md30 del acero inoxidable se mide mediante deformacion del acero inoxidable y midiendo la fraccion de martensita transformada, y el acero que tiene la temperatura Md30 medida entre 0 y 50°C se selecciona con el fin de utilizar la plasticidad inducida por la transformacion (TRIP) para mejorar la conformabilidad del acero inoxidable.
2. Metodo segun la reivindicacion 1, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido por disolucion.
3. Metodo segun la reivindicacion 1, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido por induccion con alta frecuencia.
4. Metodo segun la reivindicacion 1, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido local.
5. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el recocido se lleva a cabo en el rango de temperatura de 1000-1150°C.
6. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque la temperatura Md30 medida se ajusta entre 10 y 45°C, preferiblemente 20-35°C.
7. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene la suma C+N 0,2-0,29% en peso.
8. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene la suma C+N 0,23-0,27% en peso.
9. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene como impurezas inevitables menos de 0,010% en peso, preferiblemente menos de 0,005% en peso de S, menos de 0,040% en peso de P, de manera que la suma (S+P) es menor de 0,04% en peso, y el contenido de oxfgeno total esta por debajo de 100 ppm.
10. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en % en peso menos de 0,035% de C.
11. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en % en peso 0,18-0,24% de N.
12. Metodo segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable se produce como fundiciones, lingotes, planchas, tochos, palanquillas, placas, laminas, tiras, bobinas, barras, varillas, alambres, perfiles y formas, tubos y/o tubenas sin costuras y soldadas, polvo metalico, formas y perfiles conformados.
ES12774657T 2011-04-18 2012-04-18 Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico Active ES2713998T3 (es)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/FI2011/050345 WO2011135170A1 (en) 2010-04-29 2011-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel with high formability
FI20110375A FI123558B (fi) 2011-04-18 2011-10-28 Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
PCT/FI2012/050379 WO2012143610A1 (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2713998T3 true ES2713998T3 (es) 2019-05-24

Family

ID=44883632

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES12774657T Active ES2713998T3 (es) 2011-04-18 2012-04-18 Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico

Country Status (17)

Country Link
US (1) US10407746B2 (es)
EP (1) EP2699704B1 (es)
JP (1) JP6141828B2 (es)
KR (3) KR20120132691A (es)
CN (2) CN103547695A (es)
AU (1) AU2012246194B2 (es)
BR (1) BR112013026911B1 (es)
CA (1) CA2832921C (es)
EA (1) EA029031B1 (es)
ES (1) ES2713998T3 (es)
FI (1) FI123558B (es)
MX (1) MX348779B (es)
MY (1) MY185071A (es)
SI (1) SI2699704T1 (es)
TW (1) TWI609971B (es)
WO (1) WO2012143610A1 (es)
ZA (1) ZA201307742B (es)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FI126798B (en) * 2013-07-05 2017-05-31 Outokumpu Oy Stainless steel with strength against delayed cracking and process for its manufacture
WO2015074802A1 (en) * 2013-11-25 2015-05-28 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Lean duplex stainless steel as construction material
BR112016013525B1 (pt) * 2013-12-13 2021-03-30 Outokumpu Oyj Método para produção de aço inoxidável duplex de alta resistência
CN104451406B (zh) * 2014-11-18 2017-10-03 山东省源通机械股份有限公司 高耐盐碱腐蚀不锈钢铸件及其制备方法
US9975170B2 (en) * 2014-12-11 2018-05-22 Posco Method for manufacturing duplex stainless steel sheet having high nitrogen content and good surface quality
KR101650258B1 (ko) * 2014-12-26 2016-08-23 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
JP6484716B2 (ja) * 2014-12-26 2019-03-13 ポスコＰｏｓｃｏ リーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法
CN105821346B (zh) * 2015-01-06 2017-11-03 宝钢特钢有限公司 一种经济型双相不锈钢线材及其制造方法
ES2773868T3 (es) * 2015-03-26 2020-07-15 Nippon Steel & Sumikin Sst Chapa de acero inoxidable ferrítico-austenítico con excelente resistencia a la corrosión de la cara final cizallada
DE102015112215A1 (de) * 2015-07-27 2017-02-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochlegierter Stahl insbesondere zur Herstellung von mit Innenhochdruck umgeformten Rohren und Verfahren zur Herstellung derartiger Rohre aus diesem Stahl
US11066719B2 (en) * 2016-06-01 2021-07-20 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel and method of manufacturing duplex stainless steel
JP6708482B2 (ja) * 2016-06-02 2020-06-10 日鉄ステンレス株式会社 貯蔵槽用二相ステンレス鋼
DK3333275T3 (da) * 2016-12-07 2021-02-08 Hoeganaes Ab Publ Rustfrit stålpulver til fremstilling af rustfrit duplex-sinterstål
KR20180090932A (ko) * 2017-02-03 2018-08-14 삼성전자주식회사 3차원 반도체 메모리 소자
SE540488C2 (en) * 2017-03-21 2018-09-25 Valmet Oy Method for hydrolysis of lignocellulosic materials
CN107779788A (zh) * 2017-10-31 2018-03-09 福州大学 一种双相不锈钢及其固溶处理工艺
KR102160735B1 (ko) * 2018-08-13 2020-09-28 주식회사 포스코 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
KR102326044B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-15 주식회사 포스코 자화특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Family Cites Families (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3567434A (en) * 1967-03-17 1971-03-02 Langley Alloys Ltd Stainless steels
US3736131A (en) 1970-12-23 1973-05-29 Armco Steel Corp Ferritic-austenitic stainless steel
US4047941A (en) * 1974-09-23 1977-09-13 Allegheny Ludlum Industries, Inc. Duplex ferrit IC-martensitic stainless steel
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
US4612069A (en) * 1984-08-06 1986-09-16 Sandusky Foundry & Machine Company Pitting resistant duplex stainless steel alloy
US4740254A (en) * 1984-08-06 1988-04-26 Sandusky Foundry & Machine Co. Pitting resistant duplex stainless steel alloy
DE3543846A1 (de) 1985-12-12 1987-06-19 Kammann Maschf Werner Verfahren und vorrichtung zum positionieren einer absatzweise vorzutransportierenden materialbahn
JPS62238333A (ja) * 1986-04-08 1987-10-19 Nippon Steel Corp ウエハスライサ用極薄オ−ステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
US4816085A (en) * 1987-08-14 1989-03-28 Haynes International, Inc. Tough weldable duplex stainless steel wire
US4828630A (en) 1988-02-04 1989-05-09 Armco Advanced Materials Corporation Duplex stainless steel with high manganese
SE461191B (sv) * 1988-04-21 1990-01-22 Sandvik Ab Anvaendning av en rostfri ferrit-austenitisk staallegering som implantat i fysiologisk miljoe
JP2500162B2 (ja) * 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
JPH1088288A (ja) * 1996-09-18 1998-04-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 高純度ガス用二相ステンレス鋼材およびその製造方法
FR2765243B1 (fr) 1997-06-30 1999-07-30 Usinor Acier inoxydable austenoferritique a tres bas nickel et presentant un fort allongement en traction
TW426753B (en) * 1997-06-30 2001-03-21 Sumitomo Metal Ind Method of oxidizing inner surface of ferritic stainless steel pipe
US6033497A (en) * 1997-09-05 2000-03-07 Sandusky International, Inc. Pitting resistant duplex stainless steel alloy with improved machinability and method of making thereof
SE514044C2 (sv) * 1998-10-23 2000-12-18 Sandvik Ab Stål för havsvattentillämpningar
JP3508095B2 (ja) * 1999-06-15 2004-03-22 株式会社クボタ 耐熱疲労性・耐腐食疲労性およびドリル加工性等に優れたフェライト−オーステナイト二相ステンレス鋼および製紙用サクションロール胴部材
JP3691341B2 (ja) * 2000-05-16 2005-09-07 日新製鋼株式会社 精密打抜き性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板
SE517449C2 (sv) * 2000-09-27 2002-06-04 Avesta Polarit Ab Publ Ferrit-austenitiskt rostfritt stål
CN1201028C (zh) * 2001-04-27 2005-05-11 浦项产业科学研究院 具有优越热加工性能的高锰二联不锈钢及其制造方法
WO2003038136A1 (en) 2001-10-30 2003-05-08 Ati Properties, Inc. Duplex stainless steels
US6761777B1 (en) * 2002-01-09 2004-07-13 Roman Radon High chromium nitrogen bearing castable alloy
DE10215598A1 (de) 2002-04-10 2003-10-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Nichtrostender Stahl, Verfahren zum Herstellen von spannungsrißfreien Formteilen und Formteil
SE527175C2 (sv) * 2003-03-02 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Duplex rostfri ställegering och dess användning
JP4760032B2 (ja) 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
US8562758B2 (en) 2004-01-29 2013-10-22 Jfe Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
JP4760031B2 (ja) * 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP5109233B2 (ja) * 2004-03-16 2012-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼
KR20060074400A (ko) 2004-12-27 2006-07-03 주식회사 포스코 니켈 절감형 고내식성 2상 스테인리스강
JP5021901B2 (ja) * 2005-02-28 2012-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐粒界腐食性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP4787007B2 (ja) * 2005-11-25 2011-10-05 住友金属工業株式会社 尿素製造プラント用二相ステンレス鋼、溶接材料及び尿素製造プラント
EP1867748A1 (fr) 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Acier inoxydable duplex
JP5165236B2 (ja) * 2006-12-27 2013-03-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼板
ES2817436T3 (es) 2007-08-02 2021-04-07 Nippon Steel & Sumikin Sst Acero inoxidable ferrítico-austenítico de excelente resistencia a la corrosión y trabajabilidad
CN103060718B (zh) * 2007-12-20 2016-08-31 冶联科技地产有限责任公司 含有稳定元素的低镍奥氏体不锈钢
MX2010005668A (es) * 2007-12-20 2010-06-03 Ati Properties Inc Acero inoxidable austenitico delgado resistente a la corrosion.
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR101767017B1 (ko) * 2008-03-26 2017-08-09 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 용접 열 영향부의 내식성과 인성이 양호한 저합금 2상 스테인리스강
FI121340B (fi) * 2008-12-19 2010-10-15 Outokumpu Oy Dupleksinen ruostumaton teräs
FI122657B (fi) * 2010-04-29 2012-05-15 Outokumpu Oy Menetelmä korkean muokattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
CN102560285B (zh) * 2012-02-29 2014-09-24 宝山钢铁股份有限公司 一种软态奥氏体不锈钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
AU2012246194B2 (en) 2017-10-05
CN103547695A (zh) 2014-01-29
KR20120132691A (ko) 2012-12-07
KR20150123342A (ko) 2015-11-03
MY185071A (en) 2021-04-30
US10407746B2 (en) 2019-09-10
EP2699704B1 (en) 2018-11-28
CA2832921C (en) 2020-03-31
EP2699704A1 (en) 2014-02-26
JP2014511944A (ja) 2014-05-19
CN107419169A (zh) 2017-12-01
SI2699704T1 (sl) 2019-04-30
BR112013026911A2 (pt) 2018-01-30
TW201247883A (en) 2012-12-01
FI20110375L (fi) 2012-10-19
MX2013012101A (es) 2014-05-27
KR101957549B1 (ko) 2019-03-12
MX348779B (es) 2017-06-28
CA2832921A1 (en) 2012-10-26
FI123558B (fi) 2013-07-15
AU2012246194A1 (en) 2013-10-31
WO2012143610A1 (en) 2012-10-26
EA201391330A1 (ru) 2014-03-31
ZA201307742B (en) 2015-01-28
KR20130140180A (ko) 2013-12-23
EA029031B1 (ru) 2018-01-31
EP2699704A4 (en) 2015-03-11
US20140041766A1 (en) 2014-02-13
FI20110375A0 (fi) 2011-10-28
TWI609971B (zh) 2018-01-01
BR112013026911B1 (pt) 2023-09-26
JP6141828B2 (ja) 2017-06-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2713998T3 (es) Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico
ES2781864T3 (es) Método de fabricación de acero inoxidable ferrítico-austenítico con alta conformabilidad
ES2559227T3 (es) Acero inoxidable ferrítico-austenítico
CA2847076C (en) Duplex stainless steel
ES2734993T3 (es) Material de acero de alta resistencia para el uso en pozos de petróleo, y tuberías de pozos de petróleo
JP6294972B2 (ja) 二相ステンレス鋼
ES2719758T3 (es) Acero inoxidable dúplex
BR112016017878B1 (pt) Aço inoxidável duplex