MX2012012430A - Metodo para la manufactura y utilizacion de acero inoxidable ferritico-austenitico con elevada formabilidad. - Google Patents

Abstract

La invención se refiere a un método para la manufactura de un acero inoxidable ferrítico-austenítico que tiene buena formabilidad y elevada elongación. El acero inoxidable es tratado con calor de manera que la microestructura del acero inoxidable contenga 45 - 75% de austenita en la condición tratada, la microestructura remanente siendo ferrita, y la temperatura Md30 medida del acero inoxidable se ajusta entre 0 y 50 °C con el fin de utilizar la plasticidad inducida por transformación (TRIP) para mejorar la formabilidad del acero inoxidable.

Description

METODO PARA LA MANUFACTURA Y UTILIZACION DE ACERO INOXIDABLE FERRÍTICO-AUSTENÍTICO CON ELEVADA FORMABILIDAD.

Campo Técnico La presente invención se refiere a un método para la manufactura y utilización de un acero inoxidable ferrítico-austenítico lean, fabricado principalmente en la forma de bobinas con alta resistencia, excelente formabilidad y buena resistencia a la corrosión. La formabilidad se logra mediante una transformación martensítica controlada de la fase austenita que resulta en una así denominada plasticidad inducida por transformación (TRIP).

Antecedentes de la Invención Se han propuesto numerosas aleaciones dúplex o ferríticas-asuteníticas lean para combatir los elevados costos de materias primas tales como el níquel y el molibdeno con el objetivo principal de lograr una adecuada resistencia y desempeño ante la corrosión. Cuando se hace referencia a las siguientes publicaciones, el contenido de los elementos está en por ciento peso, si no se menciona de otro modo.

La patente de los Estados Unidos de América 3,736,131 describe un acero inoxidable austenítico-ferrítico con 4-1 1% de Mn, 19-24% de Cr, hasta 3.0% de Ni y 0.12-0.26% de N; que contiene de 10 a 50% de austenita, el cual es estable y presenta alta resiliencia. La alta resiliencia se logra al evitar la transformación de austenita a martensita.

La patente de los Estados Unidos de América 4,828,630 describe aceros inoxidables dúplex 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 térmicamente estables en contra de la transformación a martensita. El contenido de ferrita tiene que mantenerse por debajo del 60% para lograr una buena ductilidad.

La patente Sueca SE 517449 describe una aleación dúplex lean con una elevada 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 dúplex de bajo contenido de níquel, 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 mejorada en caliente en comparación con aceros similares.

La patente EP 1352982 describe un medio para evitar el agrietamiento demorado en aceros Cr-Mn austeníticos, mediante la introducción de ciertas cantidades de fase ferrita.

En años recientes se han utilizado aceros dúplex lean en una gran medida y se han estado utilizando de manera comercial y en un gran número de aplicaciones aceros de acuerdo con la patente de los Estados Unidos de América 4,848,630, la patente Sueca SE 517,449, la solicitud de patente EP 1867748 y la patente de los Estados Unidos de América 6,623,569. El acero dúplex LDX 2101® de Outokumpu de acuerdo con la patente SE 517,449 se ha usado ampliamente en tanques de almacenamiento, vehículos de transporte, etc. Estos aceros dúplex lean tienen el mismo problema que otros aceros dúplex, una formabilidad limitada que los hace menos aplicables para su uso en partes altamente formadas que los aceros inoxidables austeníticos. Los aceros dúplex, por lo tanto, tienen una aplicación limitada en componentes tales como intercambiadores de calor de placa. Sin embargo, los aceros dúplex lean tienen un potencial único para una ductilidad mejorada ya que la fase austenítica puede hacerse suficientemente baja en el contenido de la aleación para ser metaestable dando una plasticidad aumentada mediante un mecanismo que se describe más adelante.

Existen unas cuantas referencias que están utilizando una fase austenítica metaestable en aceros dúplex para una ductilidad y resistencia mejoradas. La patente de los Estaos Unidos de América 6,096,441 se refiere a aceros austeníticos-ferríticos con elevada elongación de tracción y que contienen esencialmente 18-22% de Cr, 2-4% de Mn, menos de 1% de Ni y 0.1-0.3% de N. Un parámetro relacionado con la estabilidad en términos de la formación de martensita deberá estar dentro de un cierto intervalo resultando en elongación por tracción mejorada. La solicitud de patente de los Estados Unidos de América 2007/0163679 describe un muy amplio rango de aleaciones austení ti cas-ferrí ticas con elevada formabilidad principalmente mediante el control del contenido de C+N en la fase de austenita.

La plasticidad inducida por transformación (TRIP) es un efecto conocido para aceros austeníticos metaestables. Por ejemplo, el estrangulamiento local en una muestra de prueba de tracción se dificulta por la transformación inducida por deformación de austenita blanda a martensita dura llevando la deformación a otra ubicación de la muestra y resultando en una mayor deformación uniforme. La TRIP también se puede utilizar para aceros ferríticos-austeníticos (dúplex) si la fase austenita está diseñada de manera correcta. La forma clásica para diseñar la fase austenita para un cierto efecto de la TRIP consiste en utilizar expresiones establecidas o empíricas modificadas para la estabilidad de la austenita sobre la base de su composición química, una de las cuales es la temperatura Md30. La temperatura Md30 se define como la temperatura a la cual 0.3 de deformación real produce el 50% de transformación de la austenita a martensita. Sin embargo, las expresiones empíricas se establecen con aceros austeníticos y existe el riesgo de aplicarlas en aceros inoxidables dúplex.

Es más complejo diseñar la estabilidad de la austenita de aceros dúplex puesto que la composición de la fase austenita depende tanto de la química del acero como del historial térmico. Además, la morfología de la fase y el tamaño influencian el comportamiento de la transformación. La patente de los Estados Unidos de América 6,096,441 ha utilizado una expresión para la composición básica y reivindica un cierto intervalo (40-115) que se requiere para obtener el efecto deseado. Sin embargo, esta información solamente es válida para el historial térmico utilizado para los aceros en esta investigación particular, ya que la composición de la austenita variará con la temperatura de recocido. En la solicitud de patente de los Estados Unidos de América 2007/0163679 se midió la composición de la austenita y se especificó una fórmula general de M¿ para la fase austenita para que variara dentro de un intervalo de -30 a 90 para aceros con el propósito de mostrar las propiedades deseadas.

Las fórmulas empíricas para la estabilidad de la austenita están basadas en investigaciones de aceros austeníticos estándar y pueden tener una utilidad limitada para la fase austenita en acero dúplex toda vez que las condiciones para la estabilidad no están restringidas a la composición únicamente sino también a los esfuerzos residuales y a la fase o parámetros de grano. Como se describió en la solicitud de patente de los Estados Unidos de América 2007/0163679, una forma más directa consiste en evaluar la estabilidad de la martensita midiendo la composición de la fase austenita y entonces calculando la cantidad de formación de martensita al trabajarse en frío. Sin embargo, este es un procedimiento muy tedioso y costoso y requiere de un laboratorio metalúrgico de clase elevada. Otra forma es la de utilizar bases de datos termodinámicos para pronosticar el balance de la fase de equilibrio y las composiciones de cada fase. Sin embargo, tales bases de datos no pueden describir las condiciones de no equilibrio que prevalecen después de tratamientos termo-mecánicos en la mayoría de los casos prácticos. Un trabajo extenso con diferentes composiciones dúplex que tenían una fase austenita parcialmente metaestable mostró que las temperaturas de recocido y las velocidades de enfriamiento tenían una muy grande influencia en el contenido de austenita y la composición haciendo que fueran difíciles las predicciones de la formación de martensita basadas en las expresiones empíricas. Para ser capaces de controlar totalmente la formación de martensita en aceros dúplex, parece ser necesario, aunque insuficiente, el conocimiento de la composición de austenita conjuntamente con parámetros micro-estructurales.

Compendio y Objetivos de la Invención En vista de los problemas de la técnica anterior una forma apropiada de la invención mide en cambio la temperatura Md30 para diferentes aceros y utiliza esta información para diseñar etapas de manufactura y composiciones óptimas para aceros dúplex de elevada ductilidad. Información adicional obtenida a partir de la medición de la temperatura M^o consiste en la dependencia de la temperatura para diferentes aceros. Como los procesos de formación ocurren a varias temperaturas resulta importante conocer esta dependencia y utilizarla para modelar el comportamiento de la formación.

El principal objetivo de la presente invención es el de proveer un método de manufactura controlado de transformación de martensita inducido por deformación en un acero inoxidable dúplex lean para obtener una excelente formabilidad y buena resistencia a la corrosión. Los efectos deseados pueden lograrse con la aleación que comprende principalmente (en por ciento peso): menos de 0.05% de C, 0.2-0.7% de Si, 2-5% de Mn, 19-20.5% de Cr, 0.8-1.35% de Ni, menos de 0.6% de Mo, menos de 1% de Cu, 0.16-0.22% de N, el balance es Fe e impurezas inevitables que suceden en los aceros inoxidables. Opcionalmente la aleación puede además contener uno o más elementos agregados de manera deliberada; 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 trazas inevitables de elementos como impurezas tales como 0-50 ppm de oxígeno (O), 0-50 ppm de azufre (S) y 0-0.04% de fósforo (P). El acero dúplex de acuerdo con la invención contendrá desde 45 hasta 75% de austenita en la condición tratada con calor, la fase remanente siendo ferrita y martensita no térmica. El tratamiento con calor puede llevarse a cabo usando diferentes métodos de tratamiento térmico, tales como recocido por solubilización, recocido por inducción de alta frecuencia o recocido local, en el intervalo de temperatura desde 900 hasta 1,200 °C, ventajosamente desde 1,000 hasta 1 ,150 °C. Para obtener la mejoría deseada de la ductilidad la temperatura Md3o medida estará entre cero y +50 °C. Se utilizan fórmulas empíricas que describen la correlación entre las composiciones de acero y los tratamientos termo-mecánicos, para diseñar la formabilidad óptima para dichos aceros. Las características esenciales de la presente invención se presentan en las reivindicaciones anexas.

Breve Descripción de los Dibujos La presente invención se describe con más detalle haciendo referencia a los dibujos, en donde: La Figura 1 es un diagrama que muestra los resultados de la medición de la temperatura Md3o usando equipo Satmagan; La Figura 2 muestra la influencia de la temperatura Md30 y el contenido de martensita en el endurecimiento por deformación en frío y el alargamiento uniforme de los aceros de la invención recocidos a 1,050 °C; La Figura 3 a muestra la influencia de la temperatura Md30 medida en el alargamiento; La Figura 3 b muestra la influencia de la temperatura Md3o calculada en el alargamiento; La Figura 4 muestra el efecto del contenido de austenita en el alargamiento; La Figura 5 muestra la microestructura de la aleación A de la invención usando evaluación por difracción de retrodispersión de electrón (EBSD) cuando se recoció a 1,050 °C, La Figura 6 muestra las microestructuras de la aleación B de la invención, cuando se recoció a 1,050 °C, y La Figura 7 es una ilustración esquemática del modelo toolbox.

Descripción Detallada de Modalidades Preferidas de la Invención Una característica importante de la presente invención consiste en el comportamiento de la fase austenita en la microestructura dúplex. El trabajo con diferentes aleaciones mostró que las propiedades deseadas solamente se obtienen dentro de un estrecho intervalo de composición. Sin embargo, la idea principal con la presente invención es la de describir un procedimiento para obtener la ductilidad óptima de ciertas aleaciones dúplex en donde los aceros propuestos representan ejemplos con este efecto. No obstante, es crucial el balance entre los elementos de la aleación puesto que todos los elementos afectan el contenido de austenita, se agregan a la estabilidad de la austenita e influencian la fortaleza y resistencia a la corrosión. Además, el tamaño y morfología de la microestructura afectará la estabilidad de la fase así como la fortaleza del material y tiene que restringirse para un proceso controlado.

Debido a fallas en el pronóstico del comportamiento de la formabilidad de aceros ferríticos-austeníticos metaestables, se presenta un nuevo concepto o modelo. Este modelo está basado en los valores mecánicos y metalúrgicos medidos y acoplados con las descripciones empíricas para seleccionar tratamientos termo-mecánicos apropiados para productos con propiedades hechas a la medida.

En las líneas siguientes se describen efectos de diferentes elementos en la microestructura, el contenido de los elementos descritos está en por ciento peso.

El carbono (C) divide la fase austenita y tiene un fuerte efecto en la estabilidad de la austenita. El carbono puede agregarse hasta 0.05% pero niveles más elevados tienen una influencia perjudicial en la resistencia a la corrosión. Preferiblemente el contenido de carbono será 0.01-0.04%.

El nitrógeno (N) es un estabilizador importante de la austenita en aleaciones dúplex y, de manera similar al carbono, aumenta la estabilidad contra la martensita. El nitrógeno también aumenta la fortaleza, la resistencia a la corrosión y al endurecimiento por deformación en frío. Expresiones empíricas generales y publicadas de Md3o indican que el nitrógeno y el carbono tienen la misma fuerte influencia en la estabilidad de la austenita pero el presente trabajo muestra una influencia más débil del nitrógeno en aleaciones dúplex. Como el nitrógeno puede ser adicionado a aceros inoxidables en un mayor grado que el carbono sin efectos adversos en la resistencia a la corrosión son efectivos contenidos desde 0.16 hasta 0.24% en aleaciones reales. Para el perfil de propiedades óptimo se prefiere un contenido de 0.18-0.22%.

El silicio (Si) normalmente se agrega a aceros inoxidables con propósitos desoxidantes en el taller de fundición y no debe estar por debajo de 0.2%. El silicio estabiliza la fase ferrita en aceros dúplex pero tiene un más fuerte efecto estabilizador en la estabilidad de la austenita contra la formación de martensita que el que se muestra en expresiones actuales. Por esta razón el silicio se maximiza a 0.7%, preferiblemente 0.6%, lo más preferible 0.4%.

El manganeso (Mn) es una adición importante para estabilizar la fase austenita y para aumentar la solubilidad del nitrógeno en el acero. Mediante este manganeso se puede remplazar parcialmente el costoso níquel y llevar el acero al balance correcto de fase. Niveles demasiado elevados reducirán la resistencia a la corrosión. El manganeso tiene un efecto más fuerte en la estabilidad de la austenita contra la martensita por deformación que lo que se indica en la literatura publicada y el contenido de manganeso debe ser tratado de forma cuidadosa. El intervalo de manganeso será de 2.0 a 5.0%.

El cromo (Cr) es la adición principal que hace al acero resistente a la corrosión. Siendo el cromo un estabilizador de la ferrita también es la principal adición para crear un equilibrio de fase apropiado entre la austenita y la ferrita. Para dar lugar a estas funciones, el nivel de cromo debe ser al menos 19% y para restringir la fase ferrita a los niveles apropiados para el propósito real el contenido máximo debe ser 20.5%.

El níquel (Ni) es un elemento esencial de la aleación para la estabilización de la fase austenita y para una buena ductilidad y cuando menos se debe agregar 0.8% al acero. Al tener una gran influencia sobre la estabilidad de la austenita contra la formación de martensita el níquel tiene que estar presente en un intervalo estrecho. Debido a que el elevado costo del níquel y a la fluctuación de su precio el níquel debe maximizarse en aceros efectivos al 1.35%, y preferiblemente 1.25%. Idealmente, la composición del níquel debe ser 1.0-1.25%.

El cobre (Cu) normalmente está presente como un componente residual de 0.1-0.5% en la mayoría de los aceros inoxidables, como materia prima en gran media está en la forma de desechos de acero inoxidable que contienen este elemento. El cobre es un estabilizador débil de la fase austenita pero tiene un fuerte efecto en la resistencia a la formación de martensita y debe considerarse en la evaluación de la formabilidad de las aleaciones efectivas. Puede hacerse una adición intencional de hasta 1.0%.

El molibdeno es un estabilizador de la ferrita que puede agregarse para aumentar la resistencia a la corrosión. El molibdeno aumenta la resistencia a la formación de martensita, y conjuntamente con otras adiciones el molibdeno no puede ser agregado más de 0.6%.

Se realizaron estudios detallados de la formación de martensita para algunas aleaciones dúplex lean. Se puso atención especial en el efecto de la formación de martensita y la temperatura Md30 sobre las propiedades mecánicas. Este conocimiento, crucial en el diseño de grado de acero de propiedades óptimas, falta en las patentes del estado de la técnica. Se realizaron pruebas para algunas aleaciones seleccionadas de acuerdo con la Tabla 1.

Tabla 1: Composición química de las aleaciones probadas Las aleaciones A, B y C son ejemplos de la presente invención. La aleación D es de acuerdo con la solicitud de patente de los Estados Unidos de América 2007/0163679, en tanto que LDX 2101 es un ejemplo que se fabrica de manera comercial de SE 517449, un acero dúplex lean con una fase de austenita que tiene buena estabilidad a la formación de martensita inducida por deformación.

Los aceros fueron fabricados en un horno de inducción al vacío en una escala de 60 kg para pequeñas planchas que fueron reducidas por rolado en caliente y rolado en frío a un espesor de 1.5 mm. La aleación 2101 se produjo de manera comercial en una escala de 100 toneladas, rolada en caliente y rolada en frío en forma de bobina. Se realizó un tratamiento térmico usando recocido por solubilización a diferentes temperaturas desde 1 ,000 hasta 1,150 °C, seguido de un rápido enfriamiento con aire o templado con agua.

Se midió la composición química de la fase austenita usando un microscopio de barrido de electrones (SEM) con análisis de espectroscopia dispersiva de longitud de onda y dispersiva de energía y los contenidos se ilustran en la Tabla 2. Se midió la proporción de la fase austenita (% Y) en muestras atacadas usando análisis de imagen en un microscopio óptico de luz.

Tabla 2: Composición de la fase austenita de las aleaciones después de distintos tratamientos Se establecieron las temperaturas Md3o reales (temperaturas Md30 de la prueba) mediante deformación de las muestras de tracción a 0.30 de deformación efectiva a diferentes temperaturas y midiendo la fracción de la martensita transformada (% de martensita) con equipo Satmagan. El Satmagan es un balance magnético en el cual la fracción de la fase ferromagnética se determina colocando una muestra en un campo magnético de saturación y comparando las fuerzas magnética y gravitacional inducidas por la muestra. En la Tabla 3 se presentan los contenidos de martensita medidos y las temperaturas Md30 reales resultantes (Md3o medida) conjuntamente con las temperaturas pronosticadas usando la expresión de Nohara Md30 = 551 - 462(C+N) - 9.2SÍ - 8.1Mn - 13.7Cr- 29(Ni+Cu) - 18.5Mo - 68Nb (Md30 de Nohara) para la composición de austenita. En la Figura 1 se ilustra la proporción medida de austenita transformada a martensita en la deformación efectiva 0.30 versus la temperatura de prueba.

Tabla 3: Detalles de las mediciones de Md3ü Se hicieron mediciones de los contenidos de ferrita y austenita usando análisis de imagen óptica de luz después de ataque en reactivo de ataque de Beraha y en la Tabla 4 se reportan los resultados. Se evaluaron también las microestructuras con relación a la finura de la estructura expresada como anchura de austenita (anchura-?) y espaciamiento de austenita (espaciamiento-?). Estos datos se incluyen en la Tabla 4 así como también los resultados de la elongación uniforme (Ag) y la elongación para fractura (A50/A80) en las direcciones longitudinal (long) y transversal (trans).

Tabla 4: Datos de parámetros micro-estructurales, temperaturas M<i3o y ductilidad *Las pruebas de torsión se realizaron de acuerdo con el estándar EN10002-1 En las Figuras 5 y 6 se muestran ejemplos de las microestructuras resultantes. En la Tabla 5 se presentan los resultados de pruebas de tracción (tasa de tracción estándar 0.001s" '/0.008s-').

Tabla 5: Datos completos de la prueba de tracción 'Tasa de deformación 0.00075s 1 / 0.005s"'. ¿>A80 Para investigar la resistencia a la corrosión, se midieron los potenciales de corrosión por picadura de las aleaciones en muestras, las cuales fueron picadas en húmedo a un acabado de superficie malla 320, en solución 1M de NaCl a 25 °C usando electrodo Standard Calomel con un barrido de voltaje de 10 mV/min. Se hicieron tres mediciones individuales para cada grado. En la tabla 6 se presentan los resultados.

Tabla 6: Pruebas de corrosión por picadura La Tabla 2 revela que el equilibrio de fase y la composición de la fase austenita varían con la temperatura de recocido por solubilización. El contenido de austenita disminuye con temperatura creciente. Es pequeño el cambio en la composición en elementos sustitutivos en tanto que los elementos intersticiales carbono y nitrógeno muestran mayor variación. Debido a que los elementos carbono y nitrógeno de acuerdo con fórmulas disponibles tienen un fuerte efecto en la estabilidad de la austenita en contra de la formación de martensita, parece ser crucial el controlar sus niveles en la austenita. Como se muestra en la Tabla 3, las temperaturas Md3o calculadas son claramente más bajas para los tratamientos térmicos a temperatura más elevada, indicando una gran estabilidad. Sin embargo, las temperaturas Md30 medidas no muestran tal dependencia. Para las aleaciones A, B y C la temperatura Md3o es ligeramente reducida con solo 3-4 °C cuando aumenta la temperatura de la solución con 100 °C. Esta diferencia puede ser atribuida a varios efectos. Por ejemplo, la más alta temperatura de recocido resulta en una microestructura más tosca, la cual se sabe que afecta la formación de martensita. Los ejemplos probados tienen una anchura de austenita o un espaciamiento de austenita en el orden de aproximadamente 2 a 6 µ??. Los productos con la microestructura más tosca muestran diferente estabilidad y se apartan de la descripción. Los resultados muestran que no es funcional la predicción de la formación de martensita usando expresiones actualmente establecidas, aún si se utilizan avanzados métodos metalográficos.

En la Figura 1 los resultados de la Tabla 3 se grafican y las curvas muestran que la influencia de la temperatura en la formación de martensita es similar para las aleaciones probadas. Tal dependencia es una parte importante de las descripciones empíricas para la formabilidad diseñada, ya que en procesos de formación industriales la temperatura puede variar de manera considerable.

La Figura 2 ilustra la fuerte influencia de la temperatura M¿3o de la austenita (medida) y la cantidad de martensita inducida por deformación transformada (ca ) en las propiedades mecánicas. En la Figura 2, se muestran con líneas delgadas las curvas de deformación por esfuerzo real de los aceros probados. Las líneas gruesas corresponden a la tasa de endurecimiento por deformación en frío, obtenida mediante la diferenciación de las curvas de deformación por esfuerzo. De acuerdo con el criterio de Considére, el surgimiento de estricción, correspondiente a una elongación uniforme, ocurre en la intersección de la curva de deformación por esfuerzo y las curvas de endurecimiento por deformación en frío, después de lo cual el endurecimiento por deformación en frío no puede compensar la reducción de la capacidad de soporte de carga del material causada por el adelgazamiento.

Las temperaturas Md30 y los contenidos de martensita en la elongación uniforme de los aceros probados también se muestran en la Figura 2. Es obvio que la tasa de endurecimiento por deformación en frío del acero es esencialmente dependiente del grado de formación de martensita. Mientras más martensita se forma, más elevada tasa de endurecimiento por deformación en frío se alcanza. De esta forma, mediante el ajuste cuidadoso de la temperatura Md30, se pueden optimizar las propiedades mecánicas, es decir, la combinación de la resistencia a la tracción y la elongación uniforme.

Aparentemente, sobre la base de los presentes resultados experimentales, el intervalo de la temperatura Md30 óptima es sustancialmente más estrecho que lo indicado por las patentes del estado de la técnica. Una temperatura Md30 demasiado elevada causa un pico rápido de la tasa de endurecimiento por deformación en frío. Después de alcanzar el pico la tasa de endurecimiento por deformación en frío cae rápidamente, resultando en un surgimiento temprano de estricción y baja elongación uniforme. De acuerdo con los resultados experimentales, la temperatura Md30 del acero C parece estar cercana al límite superior. Sí la temperatura Md3o fuese mucho más alta, la elongación uniforme sería sustancialmente disminuida.

Por otra parte, si la temperatura Md30 medida es demasiada baja, no se formará suficiente martensita durante la deformación. Por lo tanto, la tasa de endurecimiento por deformación en frío permanecerá baja y, consecuentemente, el surgimiento de la estricción ocurre a un nivel muy bajo de deformación. En la Figura 2, LDX 2101 representa el comportamiento típico de un grado de acero inoxidable dúplex estable con baja elongación uniforme. La temperatura Md3o del acero B fue 17 °C, la cual fue suficientemente alta para permitir la suficiente formación de martensita para asegurar la elevada elongación. Sin embargo, si la temperatura Md3o fuese aún más baja, se formaría demasiada poca martensita y la elongación sería claramente menor.

Sobre la base de los experimentos, la composición química y los tratamientos termo-mecánicos serán diseñados de manera que la temperatura Md30 resultante de los rangos de acero esté entre 0 y +50 °C, preferiblemente entre 10 °C y 45 °C, y más preferiblemente 20-35 °C.

Los datos de las pruebas de tracción de la Tabla 5 ilustran que la elongación a la fractura es alta para todos los aceros de acuerdo con la invención, en tanto que el acero dúplex lean y comercial (LDX 2101) con una austenita más estable presenta típicos valores de elongación más bajos para aceros dúplex estándar. La Figura 3a ilustra la influencia de las temperaturas Md30 medidas de la austenita sobre la ductilidad. Para los ejemplos reales se obtuvo una ductilidad óptima para las temperaturas Md30 medidas entre 10 y 30 °C. En la Figura 3b se gráfico la influencia de las temperaturas Md30 calculadas sobre la ductilidad.

Ambos diagramas, Figura 3a y Figura 3b, ilustran claramente que existe una correlación casi parabólica entre los valores de la temperatura Md30 y la elongación independientemente de como haya sido obtenida la temperatura Md30. Existe una clara discrepancia entre los valores de la Md30 medida y calculada en particular para la aleación C. Los diagramas muestran que el rango deseado de la temperatura ?½? es mucho más estrecho que lo que los cálculos pronostican, lo cual significa que el control del proceso necesita ser mucho mejor optimizado para obtener el efecto deseado de TRIP. La Figura 4 muestra que el contenido de austenita para los rangos de ductilidad óptimos desde aproximadamente 50 a 70% para los ejemplos usados. En la Figura 5 la temperatura Md3o de la aleación A es probada a 40 °C teniendo en la microestructura 18% de martensita (gris en la imagen) y aproximadamente 30% de austenita (negro en la imagen), el resto siendo ferrita (blanco en la imagen).

La Figura 6 muestra las microestructuras de la aleación B de la invención después de recocido a 1,050 °C. Las fases en la Figura 6 son ferrita (gris), austenita (blanco) y martensita (gris oscuro dentro de las bandas de austenita (blanco)). En la Figura 6 la parte a) se refiere a un material de referencia, la parte b) se refiere a la prueba de temperatura Md3o realizada a temperatura ambiente, la parte c) se refiere a la prueba de temperatura Md3o realizada a 40 °C y la parte d) se refiere a la prueba de temperatura Md3o realizada a 60 °C.

El control de la temperatura Md30 es crucial para lograr una elevada elongación de deformación. También es importante tomar en consideración la temperatura del material durante la deformación ya que influencia extensamente la cantidad de martensita que puede formarse. Los datos en la Tabla 5 y en las Figura 3a y 3b se refieren a pruebas a temperatura ambiente pero no se puede evitar algún aumento en la temperatura debido a calentamiento adiabático. Consecuentemente, los aceros con una baja temperatura Md30 no pueden mostrar un efecto de la TRIP si se deformaron a una elevada temperatura mientras que los aceros que tienen una aparentemente demasiada elevada temperatura ?½? para una ductilidad óptima a temperatura ambiente mostrarán excelente elongación a temperaturas elevadas. Las pruebas de tracción con las aleaciones A y C a diferentes temperaturas (Tabla 7) mostraron los siguientes cambios relativos en la elongación: Tabla 7: Prueba de tracción con aleaciones A a diferentes temperaturas Los resultados muestran que la aleación A con una más baja temperatura Md30 presenta una reducción en la elongación a temperatura elevada, en tanto que la aleación C con la temperatura Md30 más elevada demuestra una elongación incrementada cuando la temperatura es elevada.

La Tabla 6 muestra que la resistencia a la corrosión por picadura, expresada como potencial a corrosión por picadura en NaCl 1 M es cuando menos tan buena como aquella del acero estándar austenítico 304L.

La técnica anterior no ha descrito suficiente capacidad para diseñar aceros dúplex con efecto de la TRIP de manera apropiada ya que las predicciones del comportamiento del acero usando fórmulas establecidas son inseguras proporcionando rangos demasiado amplios en las composiciones y en otras especificaciones. De acuerdo con la presente invención pueden diseñarse y fabricarse con mayor seguridad aceros dúplex lean con ductilidad óptima mediante la selección de ciertos rangos de composición y utilizando un procedimiento especial que involucra la medición de la temperatura Md3o real y empleando conocimiento empírico especial para controlar los procesos de manufactura. Este nuevo planteamiento innovativo es necesario para ser capaces de utilizar el efecto de la TRIP real en el diseño de productos altamente susceptibles a formación. Como se ilustra en la Figura 7, se utiliza un concepto de toolbox en donde se utilizan modelos empíricos para el balance de fase y la estabilidad de la austenita en base a las mediciones, para seleccionar las composiciones de aleación que serán sometidas a tratamientos especiales termo-mecánicos para formabilidad diseñada (la fracción de austenita y la temperatura Md30). Mediante este modelo es posible diseñar la estabilidad de la austenita dando la formabilidad óptima para un cierto cliente o aplicación de solución con una más grande flexibilidad que para aceros inoxidables austeníticos que presentan efecto de TRIP. Para tales aceros inoxidables austeníticos, la única forma de ajustar el efecto de TRIP es seleccionando otra composición de la masa fundida, mientras que de acuerdo con la presente invención la utilización del efecto de TRIP en una aleación dúplex, el tratamiento térmico tal como la temperatura del recocido de solubilización da la oportunidad de un ajuste fino del efecto de TRIP sin necesariamente la introducción de una nueva masa fundida.

Claims (1)

1. Reivindicaciones 1. Un método para la fabricación de un acero inoxidable ferrítico-austenítico que tiene buena formabilidad y elevada elongación, caracterizado en que el acero inoxidable es tratado con calor de manera que la microestructura del acero inoxidable contenga 45 - 75% de austenita en la condición tratada con calor, la microestructura remanente siendo ferrita, y la temperatura Md30 medida del acero inoxidable se ajusta entre 0 y 50 °C con el fin de utilizar la plasticidad inducida por transformación (TRIP) para mejorar la formabilidad del acero inoxidable. 2. Un método de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizado porque la temperatura Md3o medida déla cero inoxidable se mide mediante deformación del acero inoxidable y midiendo la fracción de la martensita transformada. 3. Un método de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido de solubilización. 4. Un método de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido por inducción de alta frecuencia. 5. Un método de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido local. 6. Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el recocido se lleva a cabo en el rango de temperatura de 900 - 1 ,200 °C, preferiblemente 1 ,000 - 1 , 150 °C. 7. Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque la temperatura Md3o medida se ajusta entre 10 y 45 °C, preferiblemente 20 - 35 °C. 8. Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en % peso menos de 0.05% de C, 0.2- 0.7% de Si, 2-5% de Mn, 19-20.5% de Cr, 0.8-1.35% de Ni, menos de 0.6% de Mo, menos de 1% de Cu, 0.16-0.24% de N, el balance siendo Fe e impurezas inevitables. 9. Un método de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado porque el acero inoxidable opcionalmente contiene uno o más elementos agregados; en 0-0.5% de W, 0-0.2% de Nb, 0-0.17% de Ti, 0-0.2% de V, 0-0.5% de Co, 0-50 ppm de B, y 0-0.04% de Al. 10 Un método de acuerdo con la reivindicación 8 o 9, caracterizado porque el acero inoxidable contiene elementos traza inevitables como impurezas 0-50 ppm de O, 0-50 ppm de S y 0-0.04% de P. 11 Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 8-10, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en por ciento peso 0.01 -0.04% de C. 12 Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 8-10, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en por ciento peso 1.0-1.35% de Ni. 13 Un método de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 8-10, caracterizado porque el acero inoxidable contiene en por ciento peso 0.18-0.22% de N. 14 Un método para la utilización de acero inoxidable ferrítico-austenítico que tiene buena formabilidad y elevada elongación en soluciones de aplicación, caracterizado en que el acero inoxidable ferrítico-austenítico es tratado con calor en base a la temperatura Md3o medida y la fracción de austenita con el fin de afinar el efecto de la plasticidad inducida por transformación (TRIP) para la solución de aplicación deseada. 15 Un método de acuerdo con la reivindicación 14, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido de solubilización. 16. Un método de acuerdo con la reivindicación 14, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido por inducción de alta frecuencia. 17. Un método de acuerdo con la reivindicación 14, caracterizado porque el tratamiento con calor se lleva a cabo como recocido local.