BR112014017637B1

BR112014017637B1 - AUSTENITIC ALLOY AND COMPONENT FOR A COMBUSTION INSTALLATION

Info

Publication number: BR112014017637B1
Application number: BR112014017637-0A
Authority: BR
Inventors: Chai Guocai; Hogberg Jan; Akesson Sofia; Forsberg Urban
Original assignee: Sandvik Intellectual Property Ab
Priority date: 2012-01-18
Filing date: 2013-01-16
Publication date: 2023-07-11

Abstract

LIGA AUSTENÍTICA. A presente invenção está correlacionada a uma liga austenítica, compreendendo em em peso: C: 0,01-0,05; Si: 0,05 - 0,80; Mn: 1,5 - 2,0; Cr: 26,0 - 34,5; 10 Ni: 30,0 - 35,0; Mo: 3,0 - 4,0; Cu: 0,5 - 1,5; N: 0,05 - 0,15; V: 0,15; o balanço sendo Fe e inevitáveis impurezas, caracterizada pelo fato de que 40 %Ni + 100*%N 50.AUSTENITIC ALLOY. The present invention relates to an austenitic alloy, comprising by weight: C: 0.01-0.05; Si: 0.05 - 0.80; Mn: 1.5 - 2.0; Cr: 26.0 - 34.5; 10 Ni: 30.0 - 35.0; Mo: 3.0 - 4.0; Cu: 0.5 - 1.5; N: 0.05 - 0.15; V: 0.15; the balance being Fe and inevitable impurities, characterized by the fact that 40 %Ni + 100*%N 50.

Description

Field of Invention

[001] A presente invenção está correlacionada a uma liga austenítica, de acordo com o descrito no preâmbulo da reivindicação 1. A invenção também se refere a um componente para uma instalação de combustão compreendendo a liga austenítica da invenção.[001] The present invention relates to an austenitic alloy, as described in the preamble of claim 1. The invention also relates to a component for a combustion installation comprising the austenitic alloy of the invention.

Background of the Invention

[002] A geração de energia baseada na combustão de biomassa é considerada como sendo sustentável e de neutralidade de carbono, se tornando uma crescente e importante fonte de energia.[002] Energy generation based on biomass combustion is considered to be sustainable and carbon neutral, becoming a growing and important source of energy.

[003] Um problema que ocorre na combustão da biomassa é que os produtos de combustão da ampla faixa de combustíveis de biomassa usados são corrosivos, podendo causar deposições sobre os componentes na instalação de energia da biomassa. Os componentes normalmente expostos nas instalações de energia de biomassa são os superaquecedores, reaquecedores e evaporadores, como, também, em caldeiras a vapor de instalações convencionais. Um adicional problema nas instalações de energia de biomassa é que os materiais dos componentes começam a se deformar devido às altas temperaturas e altas pressões na instalação de energia. Atualmente, as instalações de biomassa operam sob uma pressão de 150-200 bar e uma temperatura de 500 - 550°C. No futuro, as temperaturas das instalações de energia de biomassa são esperadas de serem ainda mais altas do que as atuais, como na faixa de 600 - 650°C. Isso irá colocar exigências ainda maiores com relação à resistência à corrosão e resistência à fluência das partes estruturais da instalação de energia.[003] A problem that occurs in the combustion of biomass is that the combustion products of the wide range of biomass fuels used are corrosive, which can cause deposits on the components in the biomass energy installation. The components normally exposed in biomass energy installations are superheaters, reheaters and evaporators, as well as in steam boilers in conventional installations. An additional problem in biomass energy installations is that component materials begin to deform due to the high temperatures and high pressures in the energy installation. Currently, biomass plants operate under a pressure of 150-200 bar and a temperature of 500 - 550°C. In the future, temperatures of biomass energy installations are expected to be even higher than today, such as in the range of 600 - 650°C. This will place even greater demands on the corrosion resistance and creep resistance of the structural parts of the power installation.

[004] Tentativas foram feitas para aumentar a resistência à corrosão nos aços. Assim, por exemplo, os documentos de patentes US 4.876.065 e WO 01/90432 descrevem aços que são projetados para uso em ambientes corrosivos na indústria de petróleo e gás.[004] Attempts have been made to increase corrosion resistance in steels. Thus, for example, patent documents US 4,876,065 and WO 01/90432 describe steels that are designed for use in corrosive environments in the oil and gas industry.

[005] Além disso, adicionais estudos mostraram que o aço inoxidável austenítico com alto teor de Mo apresenta satisfatória resistência à corrosão em alta temperatura; James R. Keisler, Oak Ridge National Laboratory, NACE Corrosion 2010, No 10081.[005] Furthermore, additional studies have shown that austenitic stainless steel with high Mo content presents satisfactory resistance to corrosion at high temperatures; James R. Keisler, Oak Ridge National Laboratory, NACE Corrosion 2010, No 10081.

[006] Entretanto, esses aços não exibem a necessária resistência à fluência para serem adequados em instalações de energia de biomassa.[006] However, these steels do not exhibit the necessary creep resistance to be suitable for biomass energy installations.

[007] Portanto, constitui um objetivo da presente invenção obter uma liga austenítica que mostre uma alta resistência à corrosão e uma alta resistência à fluência. Constitui também um objetivo da presente invenção obter um componente para uma instalação de caldeira a vapor que compreenda a liga da invenção.[007] Therefore, it is an objective of the present invention to obtain an austenitic alloy that shows high corrosion resistance and high creep resistance. It is also an object of the present invention to obtain a component for a steam boiler installation that comprises the alloy of the invention.

Summary of the Invention

[008] De acordo com a invenção, esse objetivo é alcançado mediante uma liga austenítica compreendendo (em % em peso): C: 0,01-0,05; Si: 0,05 - 0,80; Mn: 1,5 - 2,0; Cr: 26, 0 - 34,5; Ni: 30,0 - 35,0; Mo: 3,0 - 4,0; Cu: 0,5 - 1,5; N: 0,05 - 0,15; V: < 0,15; o restante sendo Fe e inevitáveis impurezas, caracterizada pelo fato de que 40 < %Ni + 100*%N < 50.[008] According to the invention, this objective is achieved by means of an austenitic alloy comprising (in % by weight): C: 0.01-0.05; Si: 0.05 - 0.80; Mn: 1.5 - 2.0; Cr: 26.0 - 34.5; Ni: 30.0 - 35.0; Mo: 3.0 - 4.0; Cu: 0.5 - 1.5; N: 0.05 - 0.15; V: < 0.15; the remainder being Fe and inevitable impurities, characterized by the fact that 40 < %Ni + 100*%N < 50.

[009] A liga austenítica da invenção apresenta satisfatória resistência à corrosão em altas temperaturas, especificamente, satisfatória resistência à corrosão por combustão lateral. Ao balancear as adições de níquel e nitrogênio na liga, de modo a que a condição de 40 < %Ni + 100*%N < 50 seja atendida, uma alta resistência à fluência e uma alta ductilidade são ainda obtidas. A satisfatória resistência à corrosão em altas temperaturas em combinação com alta resistência à fluência torna a liga austenítica da invenção bastante adequada como material para partes estruturais em caldeiras a vapor. A liga da invenção é particularmente útil em instalações de energia de biomassa que operam sob condições corrosivas, sob altas temperaturas e pressões.[009] The austenitic alloy of the invention presents satisfactory resistance to corrosion at high temperatures, specifically, satisfactory resistance to corrosion by lateral combustion. By balancing the nickel and nitrogen additions to the alloy so that the condition of 40 < %Ni + 100*%N < 50 is met, high creep resistance and high ductility are still obtained. The satisfactory corrosion resistance at high temperatures in combination with high creep resistance makes the austenitic alloy of the invention quite suitable as a material for structural parts in steam boilers. The alloy of the invention is particularly useful in biomass power plants operating under corrosive conditions, under high temperatures and pressures.

[010] Preferivelmente, a dita liga austenítica atende à exigência: 40 < %Ni + 100*%N < 45. Desse modo, a liga apresenta uma resistência bastante satisfatória à fluência e uma alta ductilidade. Isso é vantajoso quando o material é usado em caldeiras a vapor, uma vez que permite uma alta expansão e contração termoplástica do material durante a partida e na parada da caldeira. Desse modo, o material pode ser submetido ao aquecimento cíclico e ao resfriamento sem que haja ocorrência de fratura.[010] Preferably, said austenitic alloy meets the requirement: 40 < %Ni + 100*%N < 45. Therefore, the alloy presents a very satisfactory creep resistance and high ductility. This is advantageous when the material is used in steam boilers, as it allows for high thermoplastic expansion and contraction of the material during boiler start-up and shutdown. In this way, the material can be subjected to cyclical heating and cooling without fracture occurring.

[011] Preferivelmente, o teor de silício (Si) na liga austenítica varia de 0,3 - 0,55% em peso. Assim, uma resistência à fluência bastante alta é obtida na liga, devido à mínima formação da fase sigma quebradiça e à mínima formação de inclusões contendo oxigênio.[011] Preferably, the silicon (Si) content in the austenitic alloy varies from 0.3 - 0.55% by weight. Thus, a fairly high creep resistance is obtained in the alloy, due to the minimum formation of the brittle sigma phase and the minimum formation of oxygen-containing inclusions.

[012] Preferivelmente, o teor de carbono (C) na dita liga austenítica varia de 0,01 - 0,018% em peso, a fim de otimizar a resistência à corrosão.[012] Preferably, the carbon content (C) in said austenitic alloy varies from 0.01 - 0.018% by weight, in order to optimize corrosion resistance.

[013] A invenção também se refere a um componente para uma instalação de combustão, preferivelmente, uma instalação de energia de biomassa ou uma caldeira a vapor de biomassa, que compreende a liga austenítica da invenção.[013] The invention also relates to a component for a combustion installation, preferably a biomass energy installation or a biomass steam boiler, which comprises the austenitic alloy of the invention.

[014] O dito componente pode ser, por exemplo, um superaquecedor ou um reaquecedor ou um evaporador, preferivelmente, um tubo dos ditos superaquecedores, reaquecedores ou evaporadores, e em que o componente é submetido aos gases de combustão e a elevadas temperaturas, quando se encontra em posição operacional. Portanto, a invenção pode, alternativamente, ser definida como uma instalação de combustão, preferivelmente, uma instalação de energia de biomassa, compreendendo uma caldeira, preferivelmente, uma caldeira a vapor de biomassa, compreendendo um componente, preferivelmente, um tubo de superaquecedor, um tubo de reaquecedor ou um tubo de evaporador, disposto na caldeira e submetido aos gases de combustão e calor gerado pela dita caldeira durante a operação da mesma, e em que o dito componente compreende a liga de acordo com a invenção.[014] Said component may be, for example, a superheater or a reheater or an evaporator, preferably a tube of said superheaters, reheaters or evaporators, and in which the component is subjected to combustion gases and high temperatures, when is in operational position. Therefore, the invention may alternatively be defined as a combustion plant, preferably a biomass energy plant, comprising a boiler, preferably a biomass steam boiler, comprising a component, preferably a superheater tube, a reheater tube or an evaporator tube, disposed in the boiler and subjected to combustion gases and heat generated by said boiler during the operation thereof, and wherein said component comprises the alloy according to the invention.

Description of the Invention

[015] A liga austenítica da invenção compreende os seguintes elementos de liga: - Carbono (C)[015] The austenitic alloy of the invention comprises the following alloying elements: - Carbon (C)

[016] O carbono é um elemento estabilizante da austenita e, portanto, deve ser incluído na liga da invenção numa quantidade de pelo menos 0,01% em peso. O carbono é ainda importante por aumentar a resistência à fluência do material mediante a formação de carbonitretos. Entretanto, na presença de cromo, o carbono forma carbetos de cromo, que aumenta o risco de corrosão intergranular. Além disso, altos teores de carbono reduzem a soldabilidade. Para minimizar a formação de carbetos de cromo e para garantir uma satisfatória soldabilidade, o teor de carbono não deve exceder a 0,05% em peso. Para inibir ainda mais a formação de carbetos de cromo, o teor de carbono, preferivelmente, deve se dispor na faixa de 0,01 - 0,018% em peso. - Silício (Si)[016] Carbon is a stabilizing element of austenite and, therefore, must be included in the alloy of the invention in an amount of at least 0.01% by weight. Carbon is also important for increasing the creep resistance of the material through the formation of carbonitrides. However, in the presence of chromium, carbon forms chromium carbides, which increases the risk of intergranular corrosion. Furthermore, high carbon contents reduce weldability. To minimize the formation of chromium carbides and to guarantee satisfactory weldability, the carbon content must not exceed 0.05% by weight. To further inhibit the formation of chromium carbides, the carbon content should preferably be in the range of 0.01 - 0.018% by weight. - Silicon (Si)

[017] O silício é usado como um elemento desoxidante na produção do aço. Entretanto, um alto teor de silício é prejudicial à soldabilidade. A fim de garantir um baixo teor de oxigênio no aço e, desse modo, poucas inclusões, o teor de silício deve ser de pelo menos 0,05% em peso. O teor de silício, entretanto, não deve exceder a 0,80% em peso, a fim de garantir uma satisfatória soldabilidade ao aço. Foi descoberto que quando o teor de silício se dispõe na faixa de 0,30 - 0,55% em peso, uma resistência à fluência bastante alta é obtida na liga da invenção. É acreditado que a formação da fase sigma aumenta quando o nível de silício excede a 0,55% em peso. A fase sigma reduz a ductilidade da liga da invenção e, portanto, também a resistência à fluência. Um teor abaixo de 0,30% em peso faz com que a resistência à fluência seja diminuída, devido ao aumento de formação de inclusões contendo oxigênio. - Manganês (Mn)[017] Silicon is used as a deoxidizing element in steel production. However, a high silicon content is detrimental to solderability. In order to guarantee a low oxygen content in the steel and thus few inclusions, the silicon content must be at least 0.05% by weight. The silicon content, however, must not exceed 0.80% by weight, in order to guarantee satisfactory weldability to the steel. It has been discovered that when the silicon content is in the range of 0.30 - 0.55% by weight, a fairly high creep resistance is obtained in the alloy of the invention. It is believed that sigma phase formation increases when the silicon level exceeds 0.55% by weight. The sigma phase reduces the ductility of the inventive alloy and therefore also the creep resistance. A content below 0.30% by weight causes the creep resistance to be reduced, due to the increased formation of oxygen-containing inclusions. - Manganese (Mn)

[018] O manganês, como o silício, é um elemento desoxidante e também efetivo para melhorar a usinabilidade. O teor máximo de manganês precisa ser limitado para controlar a ductilidade e tenacidade da liga da invenção à temperatura ambiente. Portanto, o teor de manganês deve se dispor na faixa de 1,50 - 2,0% em peso. - Cromo (Cr)[018] Manganese, like silicon, is a deoxidizing element and is also effective in improving machinability. The maximum manganese content needs to be limited to control the ductility and toughness of the inventive alloy at room temperature. Therefore, the manganese content must be in the range of 1.50 - 2.0% by weight. - Chromium (Cr)

[019] O cromo é um elemento efetivo para melhorar a resistência à corrosão por combustão lateral e a resistência à oxidação por vapor. A fim de se obter uma suficiente resistência à corrosão térmica, para uso como, por exemplo, tubos de caldeira em instalações de energia de combustão de biomassa, é necessário um teor de cromo de pelo menos 26%. Entretanto, se o teor de cromo for superior a 34,5%, o teor de níquel deverá ser ainda aumentado, uma vez que um mais alto teor de Cr pode aumentar o risco de formação de fases intermetálicas, tal como, a fase sigma. Portanto, o teor de cromo deve se dispor no intervalo de 26,0 - 34,5% em peso. No caso da presente invenção, propriedades de material bastante satisfatórias foram obtidas, com teores de cromo variando na faixa 26,0 - 29,0% em peso, que, portanto, deve ser considerada como uma faixa preferida ou, pelo menos, uma faixa ainda mais limitada, dentro da qual o efeito técnico da invenção é alcançado. - Níquel (Ni)[019] Chromium is an effective element for improving resistance to lateral combustion corrosion and resistance to steam oxidation. In order to obtain sufficient resistance to thermal corrosion, for use as, for example, boiler tubes in biomass combustion power plants, a chromium content of at least 26% is required. However, if the chromium content is greater than 34.5%, the nickel content must be further increased, since a higher Cr content can increase the risk of formation of intermetallic phases, such as the sigma phase. Therefore, the chromium content must be in the range of 26.0 - 34.5% by weight. In the case of the present invention, quite satisfactory material properties were obtained, with chromium contents varying in the range 26.0 - 29.0% by weight, which should therefore be considered as a preferred range or at least a range even more limited, within which the technical effect of the invention is achieved. - Nickel (Ni)

[020] O níquel é um elemento essencial para a finalidade de garantir uma estável estrutura austenítica na liga da invenção, de modo que a formação de fases intermetálicas, como no caso da fase sigma, seja suprimida. A fase sigma é uma fase intermetálica dura e quebradiça contendo cromo e molibdênio, sendo formada em elevadas temperaturas. A fase sigma apresenta um impacto negativo com relação à ductilidade e alongamento do aço. Ao estabilizar a fase austenítica na liga, a formação da fase sigma é minimizada. Portanto, o níquel é importante para garantir uma suficiente ductilidade e alongamento do aço. O níquel também apresenta um efeito positivo com relação à resistência à corrosão da liga da invenção, uma vez que o mesmo promove a formação de um filme passivo de óxido de cromo que suprime um posterior crescimento de óxido, por exemplo, escamação. O teor de níquel deve ser de pelo menos 30% em peso na liga da invenção, a fim de garantir estabilidade da estrutura, resistência à corrosão e ductilidade. No entanto, o níquel é um elemento de liga relativamente caro, e com o objetivo de manter baixos custos de produção, o teor de níquel deve ser limitado. Além disso, o níquel ainda diminui a solubilidade do nitrogênio na liga e, portanto, o teor de níquel não deve exceder a 35% em peso. - Molibdênio (Mo)[020] Nickel is an essential element for the purpose of guaranteeing a stable austenitic structure in the alloy of the invention, so that the formation of intermetallic phases, as in the case of the sigma phase, is suppressed. The sigma phase is a hard and brittle intermetallic phase containing chromium and molybdenum, formed at high temperatures. The sigma phase has a negative impact on the ductility and elongation of the steel. By stabilizing the austenitic phase in the alloy, the formation of the sigma phase is minimized. Therefore, nickel is important to ensure sufficient ductility and elongation of the steel. Nickel also has a positive effect with regard to the corrosion resistance of the alloy of the invention, since it promotes the formation of a passive chromium oxide film that suppresses subsequent oxide growth, for example, scaling. The nickel content must be at least 30% by weight in the alloy of the invention, in order to guarantee structural stability, corrosion resistance and ductility. However, nickel is a relatively expensive alloying element, and in order to maintain low production costs, the nickel content must be limited. Furthermore, nickel also reduces the solubility of nitrogen in the alloy and, therefore, the nickel content should not exceed 35% by weight. - Molybdenum (Mo)

[021] O molibdênio é incluído na liga da invenção com o objetivo de melhorar a resistência à corrosão térmica nos lados da queima dos tubos de caldeira. A adição de Mo melhora ainda mais a resistência à corrosão geral da liga da invenção. Entretanto, o Mo é um elemento caro e promove a precipitação da fase sigma, desse modo, convida a deterioração da tenacidade do aço. A fim de garantir uma satisfatória resistência à corrosão térmica no aço, o teor de molibdênio deve ser de pelo menos 3% em peso. O limite superior do molibdênio é de 4% em peso, para evitar a precipitação da fase sigma. - Cobre (Cu)[021] Molybdenum is included in the alloy of the invention with the aim of improving resistance to thermal corrosion on the burning sides of boiler tubes. The addition of Mo further improves the overall corrosion resistance of the inventive alloy. However, Mo is an expensive element and promotes precipitation of the sigma phase, thereby inviting deterioration of steel toughness. In order to guarantee satisfactory thermal corrosion resistance in steel, the molybdenum content must be at least 3% by weight. The upper limit of molybdenum is 4% by weight, to avoid precipitation of the sigma phase. - Copper (Cu)

[022] A adição de cobre pode melhorar a resistência à fluência, mediante precipitação da fase rica em cobre, fina e uniformemente precipitada na matriz. Entretanto, uma excessiva quantidade de cobre resulta em um a diminuição da usinabilidade. Uma alta quantidade de cobre pode também ocasionar uma diminuição da ductilidade e tenacidade. Portanto, o teor de cobre na liga da invenção deve se dispor no intervalo de 0,5 - 1,5% em peso. No caso da presente invenção, resultados particularmente satisfatórios foram obtidos com o teor de cobre na faixa de 0,8 - 1,2% em peso, que, portanto, pelo menos por essa razão, deve ser considerada como uma faixa preferida ou, pelo menos, uma faixa mais limitada, dentro da qual o efeito técnico da invenção é alcançado. - Nitrogênio (N)[022] The addition of copper can improve creep resistance by precipitation of the copper-rich phase, fine and uniformly precipitated in the matrix. However, an excessive amount of copper results in decreased machinability. A high amount of copper can also cause a decrease in ductility and toughness. Therefore, the copper content in the alloy of the invention must be in the range of 0.5 - 1.5% by weight. In the case of the present invention, particularly satisfactory results were obtained with the copper content in the range of 0.8 - 1.2% by weight, which therefore, at least for this reason, should be considered as a preferred range or, at least at least, a more limited range, within which the technical effect of the invention is achieved. - Nitrogen (N)

[023] O nitrogênio apresenta um forte efeito de estabilização com relação à estrutura austenítica, desse modo, reduzindo a formação da fase sigma. Isso representa um efeito positivo com relação à ductilidade do aço. Na liga da invenção, o efeito principal do nitrogênio é que junto com o carbono forma precipitações na forma de carbonitretos. As pequenas partículas de carbonitreto são geralmente precipitadas nas vizinhanças dos grãos de aço e interrompem os deslocamentos de propagação dentro dos grãos de cristal do aço. Isso acentuadamente aumenta a resistência à fluência do aço. O teor de nitrogênio deve ser de pelo menos 0,05% em peso na liga da invenção, com o objetivo de garantir uma estrutura austenítica estável e que uma suficiente quantidade de carbonitretos seja formada. Entretanto, se o nitrogênio estiver presente em elevadas quantidades, grandes precipitações primárias de nitretos poderão surgir, o que reduz a ductilidade e tenacidade da liga da invenção. Portanto, o teor de nitrogênio na liga da invenção deve ser limitado para 0,15% em peso. - Vanádio (V)[023] Nitrogen has a strong stabilizing effect in relation to the austenitic structure, thus reducing the formation of the sigma phase. This represents a positive effect regarding the ductility of the steel. In the alloy of the invention, the main effect of nitrogen is that together with carbon it forms precipitation in the form of carbonitrides. The small carbonitride particles are generally precipitated in the vicinity of the steel grains and interrupt the propagating dislocations within the steel crystal grains. This markedly increases the creep resistance of the steel. The nitrogen content must be at least 0.05% by weight in the alloy of the invention, with the aim of ensuring a stable austenitic structure and that a sufficient amount of carbonitrides is formed. However, if nitrogen is present in high quantities, large primary nitride precipitations may appear, which reduces the ductility and toughness of the alloy of the invention. Therefore, the nitrogen content in the alloy of the invention should be limited to 0.15% by weight. - Vanadium (V)

[024] A adição de vanádio, titânio ou nióbio contribui para melhorar a resistência à ruptura por fluência através da precipitação da fase MX. Entretanto, uma excessiva quantidade de vanádio pode diminuir a soldabilidade e a usinabilidade a quente. Portanto, o vanádio pode ser permitido na liga da invenção numa quantidade < 0,15% em peso. - Fósforo (P) e Enxofre (S)[024] The addition of vanadium, titanium or niobium contributes to improving resistance to creep rupture through precipitation of the MX phase. However, an excessive amount of vanadium can reduce weldability and hot machinability. Therefore, vanadium can be allowed in the alloy of the invention in an amount < 0.15% by weight. - Phosphorus (P) and Sulfur (S)

[025] O fósforo e o enxofre, tipicamente, são incluídos como impurezas nas matérias-primas da liga da invenção e podem provocar fissuras na solda se presentes em elevadas quantidades. Assim, o fósforo não deve exceder a 0,035% em peso e o enxofre não deve exceder a 0,005% em peso. - Exigência de 40 < %Ni + 100*%N < 50[025] Phosphorus and sulfur are typically included as impurities in the raw materials of the alloy of the invention and can cause cracks in the weld if present in high quantities. Thus, phosphorus must not exceed 0.035% by weight and sulfur must not exceed 0.005% by weight. - Requirement of 40 < %Ni + 100*%N < 50

[026] Na liga da invenção, o teor de níquel e o teor de nitrogênio devem ser balanceados para atender à exigência de 40 < %Ni + 100*%N < 50. Foi demonstrado que dentro desse intervalo se obtém uma resistência bastante satisfatória à fluência e ductilidade. É acreditado que a satisfatória resistência à fluência é o resultado de um efeito sinergístico do níquel e nitrogênio. Preferivelmente, o teor de níquel e o teor de nitrogênio devem ser balanceados, de modo a atender à exigência de 40 < %Ni + 100*%N < 45.[026] In the alloy of the invention, the nickel content and the nitrogen content must be balanced to meet the requirement of 40 < %Ni + 100*%N < 50. It has been demonstrated that within this range a very satisfactory resistance to creep and ductility. It is believed that the satisfactory creep resistance is the result of a synergistic effect of nickel and nitrogen. Preferably, the nickel content and nitrogen content should be balanced to meet the requirement of 40 < %Ni + 100*%N < 45.

[027] Conforme indicado acima, o nitrogênio forma carbonitretos que promovem a resistência à fluência mediante aumento do esforço de fluência na liga. Entretanto, a resistência à fluência é afetada negativamente por quaisquer fases quebradiças, como, eg, a fase sigma. A adição de níquel e nitrogênio suprime a formação da fase sigma no aço e, desse modo, aumenta o alongamento à ruptura ou a ductilidade da liga. Isso irá reduzir a concentração de esforços e possível iniciação e propagação de fratura. Consequentemente, isso proporciona um aumento da resistência à fluência.[027] As indicated above, nitrogen forms carbonitrides that promote creep resistance by increasing the creep stress on the alloy. However, creep resistance is negatively affected by any brittle phases, such as, eg, the sigma phase. The addition of nickel and nitrogen suppresses the formation of the sigma phase in steel and thereby increases the elongation at break or ductility of the alloy. This will reduce stress concentration and possible fracture initiation and propagation. Consequently, this provides an increase in creep resistance.

Description of the Drawings

[028] A figura 1 mostra uma Tabela com as composições da liga da presente invenção.[028] Figure 1 shows a table with the alloy compositions of the present invention.

[029] A figura 2 representa um diagrama mostrando resultados de testes de fluência à temperatura de 600°C das ligas da invenção e de ligas comparativas.[029] Figure 2 represents a diagram showing results of creep tests at a temperature of 600°C of the alloys of the invention and comparative alloys.

[030] A figura 2 representa um diagrama mostrando resultados de testes de fluência à temperatura de 650°C das ligas da invenção e de ligas comparativas.[030] Figure 2 represents a diagram showing results of creep tests at a temperature of 650°C of the alloys of the invention and comparative alloys.

Example

[031] A seguir, a liga da invenção será descrita, fazendo- se referência a um exemplo concreto.[031] Next, the alloy of the invention will be described, with reference to a concrete example.

[032] Dez fusões de aço foram preparadas por métodos convencionais de fabricação de aço. A composição da respectiva fusão de aço é mostrada na Tabela 1. O processo metalúrgico convencional de acordo com o qual as fusões foram preparadas é o seguinte: fusão pelo método AOD; laminação a quente; extrusão; fluência a frio; recozimento em solução; têmpera em água. O material na forma de barra oca após a extrusão a quente foi então deformado a frio, com uma taxa de fluência a frio entre 40 e 80%, seguido de um recozimento em solução a uma temperatura entre 1050 a 1180°C, dependendo da dimensão. A Tabela seguinte mostra os detalhes. [032] Ten steel fusions were prepared by conventional steelmaking methods. The composition of the respective steel melt is shown in Table 1. The conventional metallurgical process according to which the melts were prepared is as follows: melting by the AOD method; hot rolling; extrusion; cold creep; solution annealing; quenching in water. The material in the form of a hollow bar after hot extrusion was then cold deformed, with a cold creep rate between 40 and 80%, followed by solution annealing at a temperature between 1050 to 1180°C, depending on the dimension. . The following Table shows the details.

[033] As ligas 1, 7-9 são amostras comparativas e contêm concentrações relativamente baixas de nitrogênio. As ligas 2, 3 e 10 são amostras comparativas e contêm concentrações relativamente altas de nitrogênio. As ligas 4-6 são amostras da invenção que atendem a exigência de 40 < %Ni + 100*%N < 50. As ligas 1 e 10 são de baixo teor de silício.[033] Alloys 1, 7-9 are comparative samples and contain relatively low concentrations of nitrogen. Alloys 2, 3 and 10 are comparative samples and contain relatively high concentrations of nitrogen. Alloys 4-6 are samples of the invention that meet the requirement of 40 < %Ni + 100*%N < 50. Alloys 1 and 10 are low in silicon.

[034] Amostras de teste de cada fusão de aço foram preparadas. As amostras foram submetidas a teste de fluência com o objetivo de determinar suas propriedades de fluência. O teste de fluência foi executado em duas diferentes temperaturas, 600°C e 650°C, mediante aplicação de uma tensão constante sobre cada amostra e determinando o tempo para ruptura e o alongamento de ruptura de cada amostra. O alongamento de ruptura é o aumento de comprimento até que a ruptura seja expressa como percentual do comprimento nominal para cada amostra. A tensão aplicada se iguala à resistência à fluência por ruptura da liga. A resistência à fluência por ruptura é definida como a resistência que a uma dada temperatura irá provocar o rompimento de um material em um determinado tempo.[034] Test samples of each steel melt were prepared. The samples were subjected to creep testing in order to determine their creep properties. The creep test was performed at two different temperatures, 600°C and 650°C, by applying a constant tension to each sample and determining the time to rupture and the rupture elongation of each sample. The elongation at break is the increase in length until the break is expressed as a percentage of the nominal length for each sample. The applied stress equals the creep rupture resistance of the alloy. Creep resistance at rupture is defined as the resistance that, at a given temperature, will cause a material to rupture in a given time.

[035] Os testes de fluência foram realizados de acordo com métodos de teste convencionais e modelos matemáticos convencionais, usados para extrapolar os resultados.[035] Creep tests were carried out according to conventional test methods and conventional mathematical models, used to extrapolate the results.

[036] A figura 2 mostra a resistência à fluência à temperatura de 600°C para as ligas 4-6 da invenção, em comparação com as resistências à fluência das ligas comparativas 1, 7 e 9. A figura 3 mostra a resistência à fluência à temperatura de 650°C para as ligas 4-6 da invenção, em comparação com as ligas comparativas 1, 8 e 9. Das figuras 1 e 2 fica claro que as ligas da invenção, para uma determinada resistência à fluência, mostra um tempo maior para ruptura do que as ligas comparativas.[036] Figure 2 shows the creep resistance at a temperature of 600°C for alloys 4-6 of the invention, compared to the creep resistances of comparative alloys 1, 7 and 9. Figure 3 shows the creep resistance at a temperature of 650°C for the alloys 4-6 of the invention, in comparison with the comparative alloys 1, 8 and 9. From figures 1 and 2 it is clear that the alloys of the invention, for a given creep resistance, show a time greater for rupture than comparative alloys.

[037] Alguns outros resultados do teste de fluência são mostrados nas Tabelas 2 e 3. Tabela 2 - Teste de Fluência à Temperatura de 600°C [037] Some other creep test results are shown in Tables 2 and 3. Table 2 - Creep Test at a Temperature of 600°C

[038] A Tabela 2 mostra o tempo para ruptura e a resistência à fluência ou tensão aplicada a cada liga à temperatura de 600°C. A Tabela 2 mostra ainda o alongamento de ruptura, isto é, o aumento de comprimento até que a ruptura seja expressa como percentual do comprimento nominal para cada amostra.[038] Table 2 shows the time to rupture and the creep resistance or tension applied to each alloy at a temperature of 600°C. Table 2 also shows the elongation at break, that is, the increase in length until the break is expressed as a percentage of the nominal length for each sample.

[039] A partir dos resultados do teste pode ser concluído que as ligas 4-6 da invenção mostram o tempo mais alto para ruptura, quando a magnitude da resistência à fluência, isto é, a tensão aplicada elevada em consideração. A liga 4 mostra um valor de pico de 117561 horas, sob uma tensão aplicada de 160 MPa. As ligas 4-6 mostram ainda um alongamento de ruptura bastante alto.[039] From the test results it can be concluded that alloys 4-6 of the invention show the highest time to rupture, when the magnitude of the creep resistance, i.e. the applied stress taken into account. Alloy 4 shows a peak value of 117561 hours under an applied stress of 160 MPa. Alloys 4-6 still show quite high elongation at break.

[040] Os elevados resultados no tempo para ruptura nas ligas 4-6 são acreditados de depender de um efeito sinergístico da adição de nitrogênio e níquel. A adição de nitrogênio aumenta o tempo para ruptura mediante consolidação da solução intersticial e também pela consolidação da precipitação, mediante a formação de carbonitretos. Os pequenos densos carbonitretos que são precipitados no material efetivamente bloqueiam o movimento de deslocamento através dos grãos do material da liga e, consequentemente, aumentam a resistência à fluência. A adição de níquel e também de nitrogênio elimina a formação da fase intermetálica, tal como, a fase sigma, que afeta negativamente a ductilidade e, consequentemente, melhora a ductilidade do material. A ductilidade melhorada reduz a concentração de tensão, iniciação de fratura e propagação de fratura. O efeito sinergístico dessas propriedades resulta em uma resistência à fluência bastante alta.[040] The high results in time to rupture in alloys 4-6 are believed to depend on a synergistic effect of the addition of nitrogen and nickel. The addition of nitrogen increases the time for rupture by consolidating the interstitial solution and also by consolidating the precipitation, through the formation of carbonitrides. The small dense carbonitrides that are precipitated in the material effectively block the dislocation movement through the grains of the alloy material and consequently increase the creep resistance. The addition of nickel and also nitrogen eliminates the formation of the intermetallic phase, such as the sigma phase, which negatively affects the ductility and, consequently, improves the ductility of the material. Improved ductility reduces stress concentration, fracture initiation, and fracture propagation. The synergistic effect of these properties results in a very high creep resistance.

[041] Uma alta ductilidade, que é expressa como alongamento de ruptura nas Tabelas 2 e 3, é ainda vantajosa, quando o material é usado em caldeiras a vapor, uma vez que permite uma alta expansão e contração termoplástica do material durante a partida e parada da caldeira. Desse modo, o material pode ser submetido a um aquecimento cíclico e resfriamento sem ocorrência de fratura.[041] A high ductility, which is expressed as elongation at break in Tables 2 and 3, is still advantageous when the material is used in steam boilers, as it allows for high thermoplastic expansion and contraction of the material during startup and boiler stop. In this way, the material can be subjected to cyclical heating and cooling without fracture.

[042] As ligas comparativas 1-3, 9 e 10 apresentam um alongamento de ruptura comparativamente alto, ver, por exemplo, as ligas comparativas 2 e 3 que mostram um alongamento de ruptura de 71% e 72%, respectivamente. Entretanto, essas ligas exibem um tempo para ruptura mais curto do que as ligas da invenção. É acreditado que o tempo mais curto para ruptura nas ligas 1-3, 9 e 10 se deve ao fato de que essas ligas contêm quantidades de nitrogênio relativamente pequenas. O baixo teor de nitrogênio resulta em que é precipitada uma menor quantidade de carbonitretos nesses materiais do que nas ligas da invenção. Uma vez que as ligas 1-3, 9 e 10 compreendem pouca quantidade de carbonitretos, os deslocamentos podem se movimentar mais facilmente através desses materiais. Isso, por sua vez, causa uma velocidade de fluência mais alta no material, isto é, o material se deforma mais rápido.[042] Comparative alloys 1-3, 9 and 10 show a comparatively high elongation at break, see, for example, comparative alloys 2 and 3 which show a break elongation of 71% and 72%, respectively. However, these alloys exhibit a shorter rupture time than the alloys of the invention. It is believed that the shorter time to rupture in alloys 1-3, 9 and 10 is due to the fact that these alloys contain relatively small amounts of nitrogen. The low nitrogen content results in a smaller amount of carbonitrides being precipitated in these materials than in the alloys of the invention. Since alloys 1-3, 9 and 10 comprise a small amount of carbonitrides, dislocations can move more easily through these materials. This in turn causes a higher creep rate in the material, i.e. the material deforms faster.

[043] As ligas comparativas 7 e 8 exibem uma alta resistência à fluência, expressa como um maior tempo para ruptura em uma dada tensão aplicada. Entretanto, deve ser observado que o maior tempo para ruptura para essas ligas foi determinado com uma tensão mais baixa, isto é, 150 MPa, diferentemente das ligas da invenção que foram avaliadas com uma tensão de 160 MPa. Consequentemente, o tempo para ruptura das ligas comparativas 7 e 8 é menor que o tempo para ruptura das ligas 4 e 6 da invenção. O baixo tempo para ruptura das ligas 7 e 8 é acreditado de ser causado pela característica quebradiça induzida pelos precipitados da fase intermetálica. Conforme mostrado na Tabela 2, as ligas 7 e 8 apresentam um alongamento de ruptura de simplesmente 38% e 46%, respectivamente.[043] Comparative alloys 7 and 8 exhibit high creep resistance, expressed as a longer time to rupture at a given applied stress. However, it should be noted that the longest time to rupture for these alloys was determined at a lower stress, that is, 150 MPa, unlike the alloys of the invention which were evaluated at a stress of 160 MPa. Consequently, the rupture time of comparative alloys 7 and 8 is shorter than the rupture time of alloys 4 and 6 of the invention. The low rupture time of alloys 7 and 8 is believed to be caused by the brittle characteristic induced by the precipitates of the intermetallic phase. As shown in Table 2, alloys 7 and 8 have an elongation at break of simply 38% and 46%, respectively.

[044] A Tabela 3 mostra o resultado do teste de fluência com algumas cargas aplicadas a uma temperatura de 650°C. Tabela 3 - Teste de Fluência a 650°C [044] Table 3 shows the result of the creep test with some loads applied at a temperature of 650°C. Table 3 - Fluency Test at 650°C

[045] A Tabela 3 mostra que as ligas 4-6 da invenção apresentam melhores propriedades de fluência, expressas como tempo para ruptura, resistência à fluência e alongamento de ruptura, do que as ligas comparativas. A ductilidade para todas as ligas, isto é, o alongamento de ruptura é mais baixo na temperatura de 650°C, se comparado com a ductilidade na temperatura de 600°C. A redução na ductilidade é causada pelo fato de que mais precipitações são formadas em temperaturas mais altas e pelo crescimento mais rápido do grão em temperatura mais alta.[045] Table 3 shows that alloys 4-6 of the invention exhibit better creep properties, expressed as time to rupture, creep resistance and elongation at break, than the comparative alloys. The ductility for all alloys, that is, the elongation at break is lower at a temperature of 650°C, compared to the ductility at a temperature of 600°C. The reduction in ductility is caused by the fact that more precipitation is formed at higher temperatures and by faster grain growth at higher temperature.

Claims

1. Austenitic alloy consisting of wt%: C: 0.01 - 0.015; Si: 0.40 - 0.52; Mn: 1.7; Cr: 27; Ni: 33; Mo: 3.4; Cu: 0.9 - 1.0; N: 0.09 - 0.11; V: 0.07 - 0.09; the remainder being Fe and unavoidable impurities characterized by the fact that the % by weight of N and Ni is balanced in order to meet the following relationship 40 < %Ni + 100*%N < 45, in which a creep test at 600° C and stress of 160 MPa exhibits an elongation at break of 71 to 90% and a time to failure of at least 100,000 hours, and where a creep test at 650°C and stress of 95 to 105 MPa exhibits an elongation at break of 31 to 70% and a time to rupture of at least 95,000 hours, and where the alloy has a microstructure that includes an MX phase.

2. Austenitic alloy, according to claim 1, characterized by the fact that the time to rupture for the creep test at 600°C and tension of 160 Mpa is 100,000 hours to 117,500 hours, and in which the time to rupture for the creep test at 650°C and tension of 95 to 105 Mpa it is 95,000 hours to 188,000 hours.

3. Component for a combustion installation characterized in that said component comprises an austenitic alloy as defined in any one of claims 1 and 2.

4. Component for one according to claim 3, superheater.

5. Component for one according to claim 3, reheater.

6. Component for one according to claim 3, evaporator.