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ES2736316T3 - Aleación de acero resistente a la corrosión de templado y revenido - Google Patents

Aleación de acero resistente a la corrosión de templado y revenido Download PDF

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ES2736316T3 ES13786127T ES13786127T ES2736316T3 ES 2736316 T3 ES2736316 T3 ES 2736316T3 ES 13786127 T ES13786127 T ES 13786127T ES 13786127 T ES13786127 T ES 13786127T ES 2736316 T3 ES2736316 T3 ES 2736316T3
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Abstract

Aleación de acero de templado y revenido que consiste esencialmente en, en porcentaje en peso: C 0,35-0,5 Mn 0,1-1,0 Si 0,1-1,2 Cr 9-14,5 Ni 3,0-5,5 Mo 1-1,75 Cu 0,1-1,0 Co 1-4 V 0,1-1,0 Ti hasta 0,5 Al hasta 0,25 Nb+Ta hasta 0,5 Ce hasta 0,01 La hasta 0,01 opcionalmente hasta el 0,2% de tungsteno en sustitución de parte del Mo; y el resto de la aleación es hierro e impurezas habituales incluyendo no más del 0,01% de fósforo, no más del 0,010% de azufre y no más del 0,10% de nitrógeno.

Description

DESCRIPCIÓN
Aleación de acero resistente a la corrosión de templado y revenido
Antecedentes de la invención
Campo de la invención
Esta invención se refiere de manera general a aleaciones de acero que proporcionan una resistencia mecánica muy alta en combinación con buena tenacidad en el estado templado y revenido y en particular a una aleación de acero de este tipo que también proporciona buena resistencia a la corrosión.
Descripción de la técnica relacionada Art
El tren de aterrizaje de aeronaves son componentes críticos que se someten a altas tensiones y se someten a condiciones ambientales adversas durante el uso. Desde hace mucho tiempo se han usado aleaciones de acero tales como AISI 4340 y la aleación 300M para fabricar el tren de aterrizaje para aeronaves porque estas aleaciones pueden someterse a templado y revenido para proporcionar una resistencia mecánica muy alta (resistencia a la rotura por tracción de al menos 1930,5 MPa (280 ksi)) en combinación con tenacidad frente a fracturas (Kic) de al menos 51 MPaVm (50 ksiVin). Sin embargo, ninguna de estas aleaciones proporciona una resistencia a la corrosión eficaz. Por tanto, ha sido necesario revestir los componentes de tren de aterrizaje con un metal resistente a la corrosión tal como cadmio. El cadmio es un material carcinogénico altamente tóxico y su uso ha presentado riesgos significativos para el medio ambiente en la fabricación y mantenimiento del tren de aterrizaje de aeronaves y otros componentes fabricados a partir de estas aleaciones.
Se desarrolló una aleación conocida, que se comercializa con la marca registrada FERRIUM S53, para proporcionar una combinación de resistencia mecánica y tenacidad similar a la proporcionada por las aleaciones 4340 y 300M y para proporcionar también resistencia a la corrosión. La aleación FERRIUM S53 se diseñó para superar los problemas asociados con el uso de revestimiento con cadmio para proporcionar una resistencia a la corrosión adecuada en un tren de aterrizaje de aeronaves fabricado a partir o bien de la aleación 4340 o bien de la aleación 300M. Sin embargo, la aleación FERRIUM S53 incluye una adición significativa de cobalto que es un elemento poco frecuente y por tanto caro. Con el fin de evitar el coste mucho mayor de usar FERRIUM S53 para la aplicación de tren de aterrizaje, se han realizado intentos por desarrollar una aleación de acero de templado y revenido que proporcione la resistencia mecánica, tenacidad y resistencia a la corrosión atribuidas a la aleación FERRIUM S53, pero son la adición de cobalto costoso.
En la patente estadounidense n.° 8.071.017 y en la patente estadounidense n.° 8.361.247 se describen aleaciones de acero martensíticas libres de cobalto que pueden someterse a templado y revenido para proporcionar resistencia mecánica y tenacidad comparables a la aleación FERRIUM S53 y que también proporcionan resistencia a la corrosión. Sin embargo, se ha encontrado que la resistencia a la corrosión proporcionada por esos aceros deja algo que desear. La resistencia a la corrosión potenciada es especialmente importante para el tren de aterrizaje de aeronaves porque está expuesto a muchos tipos diferentes de entornos corrosivos, algunos de los cuales son más agresivos que otros en provocar corrosión en el acero. Por consiguiente, existe una necesidad de una aleación de acero que proporcione la resistencia mecánica y tenacidad muy altas necesarias para la aplicación de tren de aterrizaje, que proporcione una resistencia a la corrosión mejor que los aceros de templado y revenido resistentes a la corrosión conocidos, y que pueda producirse a un precio reducido con respecto a los aceros que contienen una cantidad sustancial de cobalto.
El documento EP 0867522 describe un acero resistente al calor que tiene una alta tenacidad, un rotor de turbina fabricado a partir del acero, y un método de producción del rotor de turbina a partir del acero.
El documento GB 1250898 describe un acero de aleación diseñado para fabricar discos para su uso en turbinas de gas.
El documento EP 0 867 523 describe una aleación de acero ferrítica que está diseñada para fabricar rotores de turbina y discos usados en turbinas de gas.
El documento EP 1466 993 describe una aleación de acero martensítica que también está diseñada para fabricar componentes de turbinas de gas.
Sumario de la invención
Las desventajas de los aceros conocidos que se usan para fabricar el tren de aterrizaje se resuelven en gran medida mediante una aleación de templado y revenido según la presente invención.
La invención se define en las reivindicaciones.
En términos generales, una aleación de acero de alta resistencia mecánica, alta tenacidad, resistente a la corrosión tiene las siguientes composiciones en porcentaje en peso amplias y preferidas.
Amplia Preferida
C 0,2-0,5 0,35-0,45
Mn 0,1-1,0 0,1-0,7
Si 0,1-1,2 0,1-1,0
Cr 9-14,5 9,5-12,5
Ni 3,0-5,5 3,2-4,3
Mo 1-2 1,25-1,75
Cu hasta 1,0 0,1-0,7
Co 1-4 2-3
W 0,2 como máx. 0,1 como máx.
V 0,1-1,0 0,3-0,6
Ti hasta 0,5 0,01-0,2
Nb 0-0,5 0,01 como máx.
Ta 0-0,5 0,01 como máx.
Al 0-0,25 0,01 como máx.
Ce 0-0,01 0-0,006
La 0-0,01 0-0,005
El resto de la aleación es hierro y las impurezas habituales encontradas en calidades similares de aceros de templado y revenido destinados para uso o servicio similares, incluyendo no más del 0,01% de fósforo, no más del 0,010% de azufre y no más del 0,10% de nitrógeno.
La tabla anterior se proporciona como sumario conveniente y no se pretende que restrinja los valores inferior y superior de los intervalos de los elementos individuales para su uso en combinación entre sí, o que restrinja los intervalos de los elementos para su uso únicamente en combinación entre sí. Por tanto, puede usarse uno o más de los intervalos con uno o más de los otros intervalos para los elementos restantes. Además, puede usarse un mínimo o máximo para un elemento de los intervalos amplios con el mínimo o máximo para el mismo elemento en los intervalos preferidos, y viceversa. Aquí y a lo largo de toda la memoria descriptiva, el término “por ciento” o el símbolo “%” significan el porcentaje en peso o porcentaje en masa, a menos que se especifique lo contrario.
Se proporciona un artículo de acero templado y revenido que se fabrica a partir cualquiera de las composiciones de aleación de acero definidas en las reivindicaciones. El artículo de acero se caracteriza por tener una resistencia a la tracción de al menos 1930,5 MPa (280 ksi) y una tenacidad frente a fracturas (Kic) de al menos 71 (65 ksiVin). El artículo de acero se caracteriza además por tener una buena resistencia frente a la corrosión general tal como se determina mediante el ensayo de pulverización de sal (norma ASTM B117) y buena resistencia frente a la corrosión por picadura tal como se determina mediante el método de polarización potenciodinámica cíclica (norma ASTM G61 modificada).
En un primer aspecto, la presente invención proporciona una aleación de acero de templado y revenido según la reivindicación 1. En un segundo aspecto, la presente invención proporciona una aleación de acero de templado y revenido según la reivindicación 7.
Según un aspecto adicional de la presente invención, se proporciona un componente estructural para un vehículo aeroespacial en el que el componente se fabrica a partir de cualquiera de las aleaciones de acero de los aspectos anteriores. Preferiblemente, el componente estructural aeroespacial se selecciona del grupo que consiste en uno o más de tren de aterrizaje, un árbol rotatorio, un elemento de accionamiento, correderas de aleta y correderas de aleta hipersustentadora.
Descripción detallada
Al menos el 0,35% carbono está presente en esta aleación. El carbono se combina con hierro para formar una estructura martensítica de Fe-C que beneficia a la alta dureza y resistencia mecánica proporcionadas por la aleación. El carbono también forma carburos con molibdeno, vanadio, titanio, niobio y/o tantalio que refuerzan adicionalmente la aleación durante el revenido. Los carburos que se forman en la presente aleación son predominantemente carburos de tipo MC, pero también pueden estar presentes algunos carburos de M2C, M6C, M7C3 y M23C6. Demasiado carbono afecta de manera adversa a la tenacidad y ductilidad proporcionadas por esta aleación. Por tanto, el carbono se restringe a no más del 0,5% y preferiblemente a no más del 0,45%.
La aleación según esta invención contiene al menos el 9% de cromo para beneficiar a la resistencia a la corrosión y capacidad de endurecimiento de la aleación. Preferiblemente, la aleación contiene al menos el 9,5% de cromo. Más del 14,5% de cromo en la aleación afecta de manera adversa a la tenacidad y ductilidad proporcionadas por la aleación. Preferiblemente, la aleación no contiene más del 12,5% de cromo.
El níquel es beneficioso para la tenacidad y ductilidad proporcionadas por la aleación según esta invención. Por tanto, la aleación contiene al menos el 3,0% de níquel y preferiblemente al menos el 3,2% de níquel. Con el fin de limitar el coste creciente de la aleación, la cantidad de níquel se restringe a no más del 5,5%. Preferiblemente la aleación no contiene más del 4,3% de níquel.
El molibdeno es un elemento de formación de carburo que forma carburos de MsC y M23C6 que son beneficiosos para la resistencia al revenido proporcionada por esta aleación. El molibdeno también contribuye a la resistencia mecánica y tenacidad frente a fracturas proporcionadas por la aleación. Además, el molibdeno contribuye a la resistencia a la corrosión por picadura proporcionada por la aleación. Los beneficios proporcionados por molibdeno se realizan cuando la aleación contiene al menos el 1% de molibdeno y preferiblemente al menos el 1,25% de molibdeno. Al igual que el níquel, el molibdeno no proporciona una ventaja creciente de las propiedades con respecto al coste aumentado de añadir cantidades más grandes de molibdeno. Por ese motivo, la aleación no contiene más del 2% de molibdeno y preferiblemente no más del 1,75% de molibdeno.
La aleación de esta invención contiene una adición positiva de cobalto para beneficiar a la resistencia mecánica y tenacidad proporcionadas por la aleación. El cobalto también beneficia a la resistencia al revenido de la aleación de una manera similar a molibdeno. De manera inesperada, el cobalto parece ser beneficioso para la resistencia a la corrosión proporcionada por la aleación. Por esos motivos, la aleación contiene al menos el 1% de cobalto y preferiblemente al menos el 2% de cobalto. El cobalto es un elemento poco frecuente y por tanto muy caro. Por tanto, con el fin de obtener los beneficios del cobalto en esta aleación y todavía mantener una ventaja de coste con respecto a otras aleaciones de acero de alta resistencia mecánica que contienen el 6% o más cobalto, esta aleación no contiene más del 4% de cobalto. Preferiblemente, la aleación no contiene más del 3% de cobalto.
El vanadio y el titanio se combinan con algo del carbono para formar carburos de tipo MC que limitan el tamaño de grano lo que a su vez beneficia a la resistencia mecánica y tenacidad proporcionadas por la aleación según esta invención. Los carburos de tipo MC formados por vanadio y titanio en esta aleación también benefician a la resistencia al revenido y al endurecimiento secundario de la aleación. Por tanto, la aleación contiene al menos el 0,1% de vanadio y al menos el 0,01% de titanio. Preferiblemente, la aleación contiene al menos el 0,3% de vanadio. Demasiado vanadio y/o titanio afecta de manera adversa a la resistencia mecánica de la aleación debido a la formación de cantidades más grandes de carburos en la aleación lo que agota el carbono del material de matriz martensítico. Por consiguiente, el vanadio se restringe preferiblemente a no más del 0,6% y el titanio se restringe preferiblemente a no más del 0,2% en esta aleación. Cuando la aleación se produce mediante metalurgia en polvo, puede no necesitarse titanio. Por tanto, se espera que no se incluya titanio intencionadamente cuando se produce la aleación en forma de polvo.
Puede estar presente al menos el 0,1% de manganeso en esta aleación principalmente para desoxidar la aleación. Se cree que el manganeso también puede beneficiar a la alta resistencia mecánica proporcionada por la aleación. Si está presente demasiado manganeso, entonces puede permanecer una cantidad no deseada de austenita retenida tras el templado de tal manera que la alta resistencia mecánica proporcionada por la aleación se ve afectada de manera adversa. Por tanto, la aleación no contiene más del 1,0% y preferiblemente no más del 0,7% manganeso.
El silicio beneficia a la capacidad de endurecimiento y resistencia al revenido de esta aleación. Por tanto, la aleación contiene preferiblemente al menos el 0,1% de silicio. Demasiado silicio afecta de manera adversa a la dureza, resistencia mecánica y ductilidad de la aleación. Con el fin de evitar tales efectos adversos, el silicio se restringe a no más del 1,2% y preferiblemente a no más del 1,0% en esta aleación.
Puede estar presente cobre en esta aleación porque contribuye a la capacidad de endurecimiento, tenacidad y ductilidad de la aleación. El cobre también puede beneficiar a la maquinabilidad de la aleación y la resistencia a la corrosión. La aleación contiene preferiblemente al menos el 0,1% y aún mejor al menos el 0,3% de cobre. Los inventores han descubierto que el cobre y el níquel deben equilibrarse en esta aleación, particularmente cuando la aleación contiene muy poco o ninguna adición positiva de cobre. Por tanto, cuando la aleación contiene menos del 0,1% de cobre, por ejemplo, no más del 0,01% de cobre, debe estar presente al menos el 3,75% y preferiblemente no más del 4,0% de níquel para garantizar que se proporciona la combinación deseada de resistencia mecánica, tenacidad y ductilidad. Demasiado cobre puede dar como resultado la precipitación de una cantidad no deseada de cobre libre en la matriz de aleación y afectar de manera adversa a la tenacidad frente a fracturas de la aleación. Por tanto, cuando está presente cobre en la aleación, el cobre se restringe a no más del 1,0% y preferiblemente a no más del 0,7%.
El tungsteno es un elemento de formación de carburo que, al igual que el molibdeno, contribuye a la dureza y resistencia mecánica de esta aleación cuando está presente. Puede estar presente una pequeña cantidad de tungsteno, hasta el 0,2%, en esta aleación en sustitución de parte del molibdeno. Sin embargo, el tungsteno no parece beneficiar a la resistencia a la corrosión de la aleación. Por tanto, preferiblemente la aleación no contiene más del 0,1% de tungsteno.
El niobio y el tantalio son elementos de formación de carburo que se combinan con carbono para formar carburos M4C3 que benefician a la resistencia al revenido y capacidad de endurecimiento de la aleación. Por tanto, la aleación puede contener niobio y/o tantalio siempre que la cantidad combinada de niobio y tantalio (Nb Ta) no sea de más del 0,5%. Sin embargo, con el fin de evitar la formación de cantidades excesivas de carburos, preferiblemente la aleación no contiene más del 0,01% de niobio y/o tantalio.
Puede estar presente hasta el 0,25% de aluminio en la aleación a partir de adiciones de desoxidación durante el fundido. Preferiblemente, la aleación no contiene más del 0,01% de aluminio.
Puede estar presente hasta el 0,01% de cerio y hasta el 0,01% de lantano en esta aleación como resultado de adiciones de metal de misch durante el fundido primario. La adición de metal de misch beneficia a la tenacidad de la aleación al combinarse con azufre y/u oxígeno en la aleación, limitando así el tamaño y la forma de inclusiones de sulfuro y oxisulfuro que pueden estar presentes. Preferiblemente, la aleación no contiene más del 0,006% de cerio y no más del 0,005% de lantano a partir de tales adiciones.
El resto de la aleación es hierro y las impurezas habituales encontradas en calidades conocidas de aceros destinadas para un propósito o servicio similar. Con respecto a esto, el fósforo se restringe a no más del 0,01% y preferiblemente a no más del 0,005% en esta aleación. El azufre se restringe a no más del 0,001% en esta aleación y preferiblemente a no más de 0,0005%. Cuando la aleación se fabrica mediante metalurgia en polvo puede contener hasta el 0,010% como máx. de azufre. El nitrógeno se mantiene preferiblemente lo más bajo posible en esta aleación. Preferiblemente el nitrógeno se restringe a no más del 0,05% y aún mejor a no más del 0,03%. Cuando la aleación se produce en forma de polvo mediante atomización de nitrógeno, inevitablemente habrá nitrógeno presente en el polvo de aleación. Por consiguiente, se espera que la aleación contenga hasta el 0,10% de nitrógeno en la forma de polvo atomizada con nitrógeno de la aleación.
La aleación según esta invención se prepara preferiblemente mediante fusión por inducción a vacío (VIM) y se refina mediante refusión por arco a vacío (VAR). Para algunas aplicaciones, la aleación puede refinarse mediante refusión con electroescorias (ESR) tras la VIM. Para aplicaciones menos críticas la aleación puede fundirse por arco y refinarse mediante VAR. Además, esta aleación puede producirse mediante técnicas de metalurgia en polvo.
Para formas de producto colado/pudelado de la aleación, preferiblemente se somete el lingote de VAR o ESR a un tratamiento térmico de homogenización tras la retirada del molde. La homogenización se lleva a cabo preferiblemente calentando el lingote a de 1204°C a 1302°C (de 2200°F a 2375°F) durante de 9 a 18 horas dependiendo del tamaño del lingote. Después se somete el lingote a trabajo en caliente para dar una palanquilla que tiene un área en sección transversal menor. Se somete la palanquilla a trabajo en caliente adicional tal como mediante forja o laminado para proporcionar una forma de producto intermedio que tiene una forma y dimensión en sección transversal deseada, por ejemplo, barra redonda o cuadrada. Preferiblemente se normaliza la forma de producto intermedio calentando la aleación en condiciones de temperatura y tiempo suficientes para disolver carburos ricos en Cr que pueden haber precipitado durante la solidificación. Preferiblemente, el producto intermedio se normaliza calentando a 1052-1121 °C (1925-2050°F) durante de 2 a 8 horas. Después se recuece la aleación calentando adicionalmente la aleación a 593,3-677°C (1100-1250°F) durante de 2 a 12 horas. Esta temperatura de recocido lento ayuda a mantener en disolución los carburos de cromo disueltos. Preferiblemente se conforma la aleación para dar formas de producto finales o casi finales en estado recocido. Las formas de producto final fabricadas a partir de la aleación se endurecen calentando la aleación a una temperatura de 1066-1121 °C (1950-2050°F), preferiblemente a 1093°C (2000°F), durante un tiempo suficiente para austenizar completamente la aleación y disolver la mayor parte, preferiblemente la totalidad, de los carburos de cromo restantes de modo que puede maximizarse la cantidad de cromo presente en la matriz de aleación. Después se templa preferiblemente la aleación en aceite desde la temperatura de austenizado. Para garantizar una transformación sustancialmente completa para dar una estructura martensítica y minimizar la presencia de austenita retenida, preferiblemente se enfría bruscamente a fondo la aleación a -73,3°C (-100°F) durante al menos 1 hora y después se calienta al aire. Después se somete la aleación a revenido para obtener la dureza final calentando a 177-288°C (350-550°F), preferiblemente a 204°C (400°F), durante 1-6 horas, y después se enfría hasta temperatura ambiente. La temperatura de revenido se selecciona para maximizar la tenacidad al tiempo que se minimiza la reprecipitación de carburos de cromo en la aleación.
En el estado templado y revenido, la aleación comprende una dispersión de carburos tal como se comentó anteriormente en la matriz martensítica de Fe-C. Los carburos presentes en la aleación y artículos fabricados a partir de la misma tienen predominantemente, si no totalmente, más de 10 nm de dimensión en sección transversal mayor. Preferiblemente, los parámetros de tratamiento térmico se controlan de modo que el tamaño de carburo no es mayor de 15 mm en la dimensión en sección transversal mayor.
Un artículo de acero fabricado a partir de la aleación descrita anteriormente y procesado según las etapas de procedimiento anteriores proporciona una combinación de propiedades que hacen que sea particularmente útil para tren de aterrizaje de aeronaves y otros componentes estructurales aeronáuticos o aeroespaciales, incluyendo, pero sin limitarse a, correderas de aleta, correderas de aleta hipersustentadora, árboles rotatorios y elementos de accionamiento, y para otras aplicaciones en las que actualmente se usan los aceros no resistentes a la corrosión 300M y 4340. En particular, un artículo de acero fabricado a partir de la aleación que se endurece y se somete a revenido tal como se expuso anteriormente proporciona una resistencia a la tracción de al menos 1930,5 MPa (280 ksi), preferiblemente al menos 1965 MPa (285 ksi), y una tenacidad frente a fracturas (Kic) de al menos 71 (65 ksiVin) cuando se somete a ensayo con una máquina de ensayos que cumple los requisitos del procedimiento de ensayo E1290 de la norma ASTM. Un artículo de acero según esta invención también se caracteriza por una energía de impacto de Charpy con entalla en V de al menos 27 J (20 ftlbs) cuando se somete a ensayo según el procedimiento de ensayo E23 de la norma ASTM. Además, un artículo de acero según esta invención se caracteriza por una resistencia a la corrosión general de tal manera que el artículo no se oxida cuando se somete a ensayo según el procedimiento de ensayo B 117 de la norma ASTM y por una resistencia a la corrosión por picadura suficiente de tal manera que el artículo tiene un potencial de picadura de al menos 90 mV cuando se somete a ensayo según un procedimiento de ensayo G61 de la norma ASTM modificado. El procedimiento de ensayo ASTM G61 se modificó usando una barra redonda en lugar de muestras planas. El uso de muestras de barra redonda expone los granos de extremo y puede considerarse que es un ensayo más riguroso que el procedimiento de la norma G61.
Ejemplos de realización
Con el fin de demostrar la combinación novedosa de resistencia mecánica, ductilidad, tenacidad y resistencia a la corrosión proporcionada por la aleación según esta invención, se llevó a cabo un programa de ensayos comparativos. Se produjeron mediante VIM y VAR cinco cargas de 181 kg (400 lb.) que tenían las composiciones en porcentaje en peso expuestas en la tabla IA y cinco cargas de 181 kg (400 lb.) adicionales que tenían las composiciones en porcentaje en peso expuestas en la tabla IB a continuación. Las químicas expuestas en las tablas IA y IB se obtuvieron a partir de los lingotes de electrodo de VIM. Las cargas notificadas en la tabla IA se denominan cargas de cobre nominal, mientras que las cargas notificadas en la tabla IB se denominan cargas de bajo contenido en cobre.
TABLAIA
Figure imgf000006_0002
TABLA IB
Figure imgf000006_0001
El resto de cada carga es hierro e impurezas habituales. Las cargas 1 a 4 son representativas de la aleación según la presente invención. Las cargas A a F son cargas comparativas. En particular, la carga A está dentro del alcance de la aleación descrita en la patente estadounidense 8.361.247.
Se fundieron las cargas de VIM y se colaron como electrodos redondos de 15,2 cm (6 pulgadas) para refusión. Se refundieron los electrodos redondos de 15,2 cm (6 pulgadas) mediante VAR para dar lingotes redondos de 20,3 cm (8 pulgadas). Se enfriaron los lingotes de VAR al aire tras separarse de los moldes, se alivió la tensión a 621°C (1150°F) durante 3 horas, y después se enfriaron al aire desde la temperatura de alivio de tensión. Después se cargaron los lingotes en un horno que funcionaba a 649°C (1200°F). Se aumentó gradualmente la temperatura de horno hasta 871°C (1600°F) y se mantuvo durante un tiempo suficiente para igualar la temperatura de los lingotes. Después se aumentó gradualmente la temperatura de horno hasta 1260°C (2300°F) y se calentaron los lingotes a 1260°C (2300°F) durante 16 horas. Se disminuyó la temperatura de horno hasta 1204°C (2200°F) y se mantuvieron los lingotes a esa temperatura durante 1 hora. Se sometieron todos los lingotes a forjado de doble extremo a partir de una temperatura de partida de 12042C (22002F) para dar palanquillas cuadradas de 14,6 cm (5,75 pulgadas) con un único recalentamiento a 1204°C (2200°F). Después se recalentaron las palanquillas hasta 1204°C (2200°F) y se sometieron a forjado de doble extremo para dar palanquillas cuadradas de 10,8 cm (4,25 pulgadas), de nuevo con un único recalentamiento. Se enfriaron las palanquillas en una caja caliente durante la noche, se enfriaron al aire hasta temperatura ambiente y después se sobreenvejecieron/recocieron a 621°C (1150°F) durante 3 horas y se enfriaron al aire.
Se prepararon probetas de ensayo para las cargas de cobre nominal de la siguiente manera. Se realizó un corte de 7,6 cm (3 pulgadas) de grosor a partir de un extremo de cada una de las palanquillas, y después se cortó una pieza de 61 cm (24 pulgadas) de longitud a partir de cada palanquilla. Se cargaron las piezas de 61 cm (24 pulgadas) de longitud en un horno que funcionaba a 649°C (1200°F). Se aumentó la temperatura de horno hasta 871°C (1600°F) y se mantuvo a esa temperatura para igualar la temperatura de las piezas. Después se aumentó la temperatura de horno hasta 1204°C (2200°F) y se mantuvo a esa temperatura durante 1 hora. Se sometieron las piezas de palanquilla a forjado de doble extremo para dar barras cuadradas de 7,6 cm (3 pulgadas) con un recalentamiento a 1204°C (2200°F). Se cortaron en caliente las barras cuadradas de 7,6 cm (3 pulgadas) para dar cuatro piezas de aproximadamente 15,2 cm (6 in.) de longitud cada una, enfriándose el resto en una caja caliente. Se recalentaron las barras calientes de 7,6 cm (3 pulgadas) a 1204°C (2200°F), se sometieron a forjado de doble extremo para dar un cuadrado de 35 mm (1-3/8”) con un recalentamiento, y después se cortaron en dos piezas. Se recalentaron las barras cuadradas de 35 mm (1-3/8”) a 1204°C (2200°F) y después se sometieron a forjado de un único extremo para dar barras cuadradas de 19 mm (3/4 pulgadas) sin un recalentamiento. Se enfriaron las barras en una caja caliente durante la noche y después se enfriaron al aire hasta temperatura ambiente. Se normalizaron las barras de 19 mm (3/4 pulgadas) calentándolas a 1066°C (1950°F) durante 4 horas y después enfriando al aire. Después se sobreenvejecieron/recocieron las barras a 621 °C (1150°F) durante 6 horas y se enfriaron al aire.
Se sometieron a mecanizado basto muestras de tracción con entalla y lisas longitudinales (Kt =3), muestras de Charpy con entalla en V (CVN) longitudinales y muestras de tenacidad frente a fracturas de carga de aumento por etapas (RSL) longitudinales a partir de las barras cuadradas de 19 mm (3/4 pulgadas) de cada carga. Se calentaron previamente las muestras sometidas a mecanizado basto a 427°C (800°F) durante 15 minutos al aire. Después se austenizaron las muestras de las cargas 1, 2, B y C a 1093°C (2000°F) durante 1 hora y se templaron en aceite, se refrigeraron a -73,3°C (-100°F) durante 1 hora, se calentaron al aire, se sometieron a revenido a 204°C (400°F) durante 3 horas, y después se enfriaron al aire. Se austenizaron las muestras del ejemplo comparativo A a 1079°C (1975°F) durante 1 hora, se templaron en aceite durante 21/2 minutos, y después se enfriaron al aire. Después se refrigeraron las muestras a -73,3°C (-100°F) durante 1 hora, se calentaron al aire, se sometieron a revenido a 177°C (350°F) durante 3 horas, y después se enfriaron al aire. Todas las muestras se sometieron a mecanizado de acabado tras el tratamiento térmico.
Se sometieron a mecanizado basto muestras de las cargas de cobre nominal para ensayos de corrosión. Se calentaron previamente muestras de potencial de picadura, muestras de cono de pulverización de sal y muestras de agrietamiento de corrosión por tensión (SCC) de RSL a 427°C (800°F) durante 15 minutos al aire, se austenizaron a 1079°C (1975°F) (1093°C (2000°F) para la carga A) durante 1 hora, se templaron en aceite, se refrigeraron a -73,3°C (-100°F) durante 1 hora, se calentaron al aire, y se sometieron a revenido a 177°C (350°F) durante 3 horas, se enfriaron al aire. Todas las muestras se sometieron a mecanizado de acabado hasta su dimensión final tras el tratamiento térmico.
Se prepararon probetas de ensayo para las cargas de bajo contenido en cobre de la siguiente manera. Se realizó un corte de recorte de 7,6 cm (3 pulgadas) a partir de un extremo de las palanquillas, y después se cortaron dos piezas de 20,3 cm (8 pulgadas) de longitud a partir de cada palanquilla. Se cargaron las piezas de 20,3 cm (8 pulgadas) de longitud en el horno a 649°C (1200°F), se aumentaron hasta 871°C (1600°F), se igualaron, se aumentaron hasta 1204°C (2200°F), y se mantuvieron a temperatura durante 1 hora. Se sometieron las palanquillas a forjado de doble extremo para dar barras cuadradas de 7,6 cm (3 pulgadas) con un recalentamiento a 1204°C (2200°F). Se cortaron en caliente cada una de las barras cuadradas de 7,6 cm (3 pulgadas) para dar 2 piezas. Se recalentaron las piezas cuadradas de 7,6 cm (3 pulgadas) a 1204°C (2200°F), se sometieron a forjado de doble extremo para dar barras cuadradas de 35 mm (1-3/8 pulgadas) con un recalentamiento, y después se cortaron en caliente para dar 2 piezas. Se recalentaron las barras cuadradas de 35 mm (1-3/8 pulgadas) a 1149°C (2100°F), y después se sometieron a forjado de un único extremo para dar un cuadrado de 18,4 mm (0,725 pulgadas), sin recalentamiento. Se enfriaron las barras en una caja caliente durante la noche, y después se enfriaron al aire al día siguiente. Después se normalizaron las barras a 1066°C (1950°F) durante 4 horas, se enfriaron al aire, se sobreenvejecieron/recocieron a 621 °C (1150°F) durante 6 horas, y se enfriaron al aire.
Se sometieron a mecanizado basto muestras de tracción lisas longitudinales, muestras de tracción con entalla longitudinales (Kt =3), muestras de CVN longitudinales, muestras de tenacidad frente a fracturas de RSL longitudinales, muestras de polarización cíclica (potencial de picadura), conos de pulverización de sal, y muestras de SCC de RSL longitudinales, a partir de las barras cuadradas de 18,4 mm (0,725 pulgadas) de cada carga. Las muestras sometidas a mecanizado basto de las cargas 3, 4 y D se calentaron previamente a 427°C (800°F) durante 15 minutos al aire, se austenizaron a 1093°C (2000°F) durante 1 hora, se templaron en aceite, se refrigeraron a -73,3°C (-100°F) durante 1 hora, se calentaron al aire, y se sometieron a revenido a 204°C (400°F) durante 3 horas, se enfriaron al aire. Las muestras de las cargas E y F se trataron de una manera similar con la excepción de usar una temperatura de austenizado de 10792C (19752F). Las muestras se sometieron a mecanizado de acabado tras el tratamiento térmico.
Los resultados de ensayos de tracción a temperatura ambiente con las muestras de cargas de cobre nominal se muestran en la tabla IIA a continuación incluyendo límite de elasticidad con una desviación del 0,2% (Y.S.) y la resistencia a la rotura por tracción (U.T.S) en MPa (ksi), el porcentaje de elongación (% de El.), el porcentaje de reducción del área (% de R.A.), y la resistencia a la tracción con entalla (N.T.S.) en MPa (ksi). Se notifican valores individuales y promedio. Los resultados correspondientes para las cargas de bajo contenido en cobre se muestran en la tabla IIB a continuación.
TABLA IIA
Figure imgf000008_0002
TABLA IIB
Figure imgf000008_0001
___ ___ ___ ___
Figure imgf000009_0002
Los resultados de los ensayos de dureza y tenacidad a temperatura ambiente (individuales y promedio) se exponen en las tablas IIIA y IIIB a continuación incluyendo la dureza de escala C de Rockwell (HRC) y la energía de impacto de Charpy con entalla en V (CVN) en Julios (J) (pies-libras (ft.-lbs)).
TABLA IIIA
Figure imgf000009_0001
Los resultaos de ensayos de tenacidad frente a fracturas a temperatura ambiente (KIc) (valores individuales y promedio) se presentan en la tabla IV como (ksiVin).
TABLA IVA
Figure imgf000009_0003
TABLA IVB
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Se sometieron a ensayo muestras de polarización cíclica sin pasivar limpias en una disolución de NaCI al 3,5%, a pH natural, a temperatura ambiente para determinar el potencial de picadura según el procedimiento ASTM G61 modificado anteriormente descrito. Se realizó un ensayo de corrosión con pulverización de sal con muestras de cono pulidas por duplicado a partir de todas las cargas. Se sometieron a ensayo las muestras según la norma ASTM B117, usando una concentración de NaCl del 5%, pH natural, a 35°C (952F) durante una duración de ensayo de 200 horas. Antes del ensayo, se pasivaron todos los conos de pulverización de sal usando ácido nítrico al 20% 23,3 ml/l (3 oz./galón) de dicromato de sodio a una temperatura de 49 a 60°C (de 120 a 140°F) durante 30 minutos. Se observó el tiempo hasta la primera oxidación para todas las muestras, así como una clasificación final tras completarse la duración del ensayo.
Los resultados del ensayo de potencial de picadura se exponen en las tablas VA y VB a continuación incluyendo el potencial de picadura en milivoltios (mV) tal como se mide en la rodilla de la curva trazada por el aparato de ensayo.
TABLA VA
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TABLA VB
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Los resultados del ensayo de pulverización de sal se muestran en las tablas VIA y VIB a continuación incluyendo el tiempo hasta la primera aparición de oxidación sobre una superficie de probeta y una clasificación basándose en la comparación de las probetas sometidas a ensayo. (1 = sin oxidación, 2 = de 1 a 3 puntos de oxidación, 3 = <5% de la superficie oxidada, 4 = 5-10% de la superficie oxidada, y 5 = 10-20% de la superficie oxidada).
TABLA VIA
Figure imgf000010_0001
TABLA VIB
Figure imgf000010_0003
Se realizaron ensayos de agrietamiento de corrosión por tensión de RSL según el procedimiento de ensayo F1624 de la norma ASTM. Se sometieron a ensayo muestras de todas las cargas en una disolución de NaCl al 3,5%, a pH natural, a temperatura ambiente. El primer ensayo de cada carga se realizó usando etapas de 1 hora y la segundo serie usó etapas de 2 horas. Se usó una muestra adicional de cada una de las cargas 3, 4, E y F usando etapas de 4 horas. Los resultados de los ensayos de agrietamiento de corrosión por tensión se muestran en las tablas VIIA y VIIB a continuación incluyendo la resistencia al agrietamiento de corrosión por tensión (Kiscc) en (ksi Vin).
TABLA VIIA
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TABLA VIIB
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Los datos presentados en las tablas anteriores muestran que las cargas 1, 2, 3 y 4 proporcionan una buena combinación de resistencia mecánica, ductilidad, tenacidad y resistencia a la corrosión. Los datos también muestran que aunque las cargas comparativas A-D proporcionan resistencia mecánica aceptable en general, dejan algo que desear con respecto a otras propiedades importantes. Más específicamente, la carga A tiene una ductilidad de tracción, tenacidad frente a fracturas y resistencia a la corrosión por picadura y general que son inferiores a las cargas 1 y 2. La carga B tiene una resistencia a la corrosión por picadura y resistencia al agrietamiento de corrosión por tensión inferiores a lo deseable en comparación con las cargas 1 y 2. La carga C tiene una resistencia a la tracción, resistencia a la tracción con entalla y resistencia a la corrosión general y por picadura que son comparables a las cargas 1 y 2. Sin embargo, la ductilidad de tracción, tenacidad frente al impacto, tenacidad frente a fracturas y resistencia al agrietamiento de corrosión por tensión de la carga C son inferiores a las cargas 1 y 2. La carga D tiene varias propiedades que son inferiores con respecto a las cargas 3 y 4, incluyendo la ductilidad de tracción, tenacidad frente a fracturas y resistencia a la corrosión por picadura. Las cargas E y F tienen una resistencia a la tracción que es menor que lo aceptable con respecto a las cargas 2 y 3. El límite de elasticidad proporcionado por esas cargas harán probablemente que esas aleaciones no sean adecuadas para la aplicación principal para esta aleación, concretamente, componentes estructurales para aeronaves.

Claims (10)

REIVINDICACIONES
1. Aleación de acero de templado y revenido que consiste esencialmente en, en porcentaje en peso:
C 0,35-0,5
Mn 0,1-1,0
Si 0,1-1,2
Cr 9-14,5
Ni 3,0-5,5
Mo 1-1,75
Cu 0,1-1,0
Co 1-4
V 0,1-1,0
Ti hasta 0,5
Al hasta 0,25
Nb+Ta hasta 0,5
Ce hasta 0,01
La hasta 0,01
opcionalmente hasta el 0,2% de tungsteno en sustitución de parte del Mo;
y el resto de la aleación es hierro e impurezas habituales incluyendo no más del 0,01% de fósforo, no más del 0,010% de azufre y no más del 0,10% de nitrógeno.
2. Aleación según la reivindicación 1, que no contiene más del 0,05% de nitrógeno.
3. Aleación según la reivindicación 1 o la reivindicación 2, que contiene el 9,5-12,5% de cromo, el 1,25-1,75% de molibdeno, el 2-3% de cobalto, el 3,2-4,3% de níquel, el 0,3-1,0% de vanadio, el 0,01-0,5% de titanio y el 0,1-0,7% de cobre.
4. Aleación de acero de templado y revenido según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que contiene:
C 0,35-0,45
Mn 0,1-0,7
Si 0,1-1,0
Cr 9,5-12,5
Ni 3,2-4,3
Mo 1,25-1,75
Cu 0,1-1,0
Co 2-3
W hasta 0,05
V 0,3-0,6
Ti 0,01-0,2
Nb hasta 0,01
Ta hasta 0,01
Al 0,01 como máx.
Ce 0-0,006
La 0-0,005
y el resto es hierro y las impurezas habituales incluyendo no más del 0,005% de fósforo, no más del 0,001% de azufre y no más del 0,05% de nitrógeno.
5. Aleación según la reivindicación 4, que no contiene más del 0,7% de cobre.
6. Aleación según la reivindicación 5, que contiene al menos el 0,3% de cobre.
7. Aleación de acero de templado y revenido que consiste esencialmente en, en porcentaje en peso:
C 0,35-0,5
Mn 0,1-1,0
Si 0,1-1,2
Cr 9-14,5
Ni 3,75-4,0
Mo 1-2
Cu <0,1
Co 1-4
V 0,1-1,0
Ti hasta 0,5
Al hasta 0,25
Nb+Ta hasta 0,5
Ce
Figure imgf000013_0001
hasta 0,01
La hasta 0,01
opcionalmente hasta el 0,2% de tungsteno en sustitución de parte del Mo;
y el resto de la aleación es hierro e impurezas habituales incluyendo no más del 0,01% de fósforo, no más del 0,010% de azufre y no más del 0,10% de nitrógeno.
8. Aleación de acero de templado y revenido según la reivindicación 7, que contiene:
C 0,35-0,45
Mn 0,1-0,7
Si 0,1-1,0
Cr 9,5-12,5
Ni 3,75-4,0
Mo 1,25-1,75
Cu 0,01 como máx.
Co 2-3
W hasta 0,05
V 0,3-0,6
Ti 0,01-0,2
Nb hasta 0,01
Ta hasta 0,01
Al 0,01 como máx.
Ce 0-0,006
La 0-0,005
y el resto es hierro y las impurezas habituales incluyendo no más del 0,005% de fósforo, no más del 0,001% de azufre y no más del 0,05% de nitrógeno.
9. Componente estructural para un vehículo aeroespacial en el que el componente se fabrica a partir de una aleación según cualquiera de las reivindicaciones anteriores.
10. Componente estructural aeroespacial según la reivindicación 9, en el que el componente se selecciona del grupo que consiste en uno o más de tren de aterrizaje, un árbol rotatorio, un elemento de accionamiento, correderas de aleta, y correderas de aleta hipersustentadora.
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