ES2222656T3 - Utilizacion de un acero moldeado resistente al calor. - Google Patents
Utilizacion de un acero moldeado resistente al calor.Info
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Abstract
Esta invención provee un acero fundido resistente al calor que es un material de acero con alto contenido de Cr que tiene una excelente resistencia a la alta temperatura y por ello es adecuado para su uso como material de la envoltura de turbinas de vapor de alta temperatura que se puede usar incluso a temperaturas de 600º C o superiores. Este acero fundido resistente al calor contiene, en porcentaje de peso, 0,07 a 0,15% de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de manganeso, 8 a 10% de cromo, 0,01 a 0,2% de níquel, 0,1 a 0,3% de vanadio, un total de 0,01a 0,2% niobio y tantalio, 0,1 a 0,7% de molibdeno, 1 a 2,5% de tungsteno, 0,1 a 5% de cobalto, 0,001 a 0,03% de nitrógeno y 0,002 a 0,01% de boro, siendo el resto hierro e impurezas incidentales.
Description
Utilización de un acero moldeado resistente al
calor.
La presente invención se refiere al uso de aceros
moldeados resistentes al calor como materiales estructurales para la
fabricación de recipientes de presión tales como las carcasas o
cuerpos envolventes de turbinas de vapor para generación térmica de
energía eléctrica.
Los materiales para las carcasas para elevadas
temperaturas utilizados convencionalmente en plantas de turbinas de
vapor para la generación térmica de energía eléctrica incluyen acero
moldeado de 2,25%CrMo, acero moldeado CrMo, acero moldeado CrMoV y
acero moldeado 12Cr. Entre estos aceros moldeados, la utilización de
aceros moldeados que comprenden aceros de baja aleación, tales como
el acero moldeado 2,25%CrMo, acero moldeado CrMo y acero moldeado
CrMoV, está limitada a plantas que tengan temperaturas de vapor
hasta 566ºC debido a su limitada resistencia a temperatura elevada.
Por otra parte, el acero moldeado 12Cr (por ejemplo, los dados a
conocer en la solicitud de Patente japonesa nº.
59-216322 y similares) presenta una resistencia
mejor a elevada temperatura que los aceros moldeados que comprenden
aceros de aleaciones bajas, y pueden por consiguiente ser utilizados
en plantas que tengan temperaturas de vapor hasta 600ºC
aproximadamente. Sin embargo, si la temperatura del vapor excede los
600ºC, el acero moldeado 12Cr presenta una resistencia insuficiente
a la temperatura elevada y difícilmente puede utilizarse para
recipientes de presión tales como las carcasas de las turbinas de
vapor.
Los documentos
EP-A-0 691 416 y
JP-A-7286246 describen aceros
forjados, por ejemplo, para forjado y/o laminado de piezas para
tubos de caldera y elementos similares. El documento
EP-A-0 887 431 describe también un
acero forjado resistente al calor para rotores de turbina y
elementos similares. Sin embargo, todos los aceros descritos en esas
referencias tienen composiciones que pueden producir fase \delta
en aceros que no son mecanizados después del moldeo.
Un objetivo de la presente invención es dar a
conocer aceros moldeados resistentes al calor, que son materiales de
acero altos en Cr, que presentan una excelente resistencia a
temperaturas elevadas y son por consiguiente adecuados para
utilizarlos como materiales moldeados para turbinas de vapor de
temperatura elevada, capaces de ser utilizados incluso a
temperaturas de vapor de 600ºC o superiores.
Para tal fin, los presentes inventores hicieron
investigaciones intensivas y encontraron los siguientes aceros
moldeados de resistencia excelente al calor.
Un acero moldeado resistente al calor según la
presente invención contiene, en base a porcentajes en peso, 0,07 a
0,15% de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de manganeso, 8
a 10% de cromo, 0,01 a 0,2% de niquel, 0,1 a 0,3% de vanadio, un
total de 0,01 a 0,2% de niobio y tantalio, 0,1 a 0,7% de molibdeno,
1 a 2,5% de tungsteno, 0,1 a 5% de cobalto, 0,001 a 0,03% de
nitrógeno y 0,002 a 0,01% de boro, siendo el resto hierro e
impurezas accidentales.
El acero moldeado resistente al calor según la
presente invención puede opcionalmente contener, en base a
porcentaje en peso, de 0,001 a 0,2% de neodimio.
El acero moldeado resistente al calor según la
presente invención es un acero moldeado resistente al calor que
presenta un índice A (%) definido por la siguiente ecuación, en base
a un porcentaje en peso, que es del 8% o
menos.
menos.
- Índice A (%) = (contenido de Cr) (%) + 6(contenido de Si) (%) + 4(contenido de Mo) (%) + 3(contenido de W) (%) +11(contenido de V) (%) + 5(contenido de Nb) (%) - 40(contenido de C) (%) - 2(contenido de Mn) (%) - 4(contenido de Ni) (%)- 2(contenido de Co) (%) - 30(contenido de N) (%).
El acero moldeado resistente al calor de la
presente invención presenta una excelente resistencia a temperatura
elevada y es, por consiguiente, útil como un material moldeado para
turbinas de vapor de temperatura elevada para utilizar en plantas de
energía eléctrica de presión hipercrítica, que tienen una
temperatura de vapor mayor de 600ºC. De este modo, el acero moldeado
resistente al calor de la presente invención es útil en la elevación
de la temperatura de funcionamiento de plantas actuales de energía
eléctrica de presión hipercrítica (que tienen una temperatura de
vapor de unos 600ºC) para permitir un ahorro de combustibles fósiles
y, además, reducir la cantidad de anhídrido carbónico producido y
contribuir de este modo a la mejora del ambiente global.
El acero moldeado resistente al calor según la
presente invención contiene B, de modo que se mejora su resistencia
a temperatura elevada. Por consiguiente, el acero moldeado
resistente al calor hace posible funcionar plantas de energía
eléctrica de presiones hipercríticas con una fiabilidad elevada.
Los efectos del índice A (%) en el acero moldeado
resistente al calor de la presente invención son que proporciona un
material en el que la formación de ferrita \delta (una estructura
que ocasiona una reducción de la resistencia a temperatura elevada y
también una reducción en la ductilidad y la tenacidad) se evita por
la imposición de restricciones en los contenidos de los elementos de
aleación. De esta manera, el acero moldeado resistente al calor de
la presente invención hace posible funcionar plantas de energía
eléctrica a presión hipercrítica a temperaturas más elevadas, y es
por consiguiente útil para permitir un ahorro de combustibles
fósiles y reducir la cantidad de anhídrido carbónico producido.
Los presentes inventores realizaron
investigaciones intensas para mejorar la resistencia a temperatura
elevada utilizando un acero elevado en Cr como un material básico y
controlar estrictamente los contenidos de elementos de aleación, y
han descubierto ahora nuevos aceros moldeados resistentes al calor
que tienen características excelentes de resistencia a elevada
temperatura que no se han observado en materiales convencionales,
especialmente para su utilización según se define en la
reivindicación.
Las razones de restricciones de contenido en el
acero moldeado resistente al calor de la presente invención se
describen más adelante. En la descripción siguiente, todos los
porcentajes usados para representar contenidos son por peso, a menos
que se diga otra cosa.
C (carbono): el C, junto con el N, forma
carbonitruros y contribuye de este modo a la mejora de la
resistencia de rotura por fatiga térmica. Además, el C actúa como un
elemento formador de austenita para inhibir la formación de ferrita
\delta. Si su contenido es menor de 0,07% del peso, no se
producirá el suficiente efecto, mientras que si su contenido es
mayor del 0,15% en peso, los carbonitruros se agregarán durante la
utilización para formar granos gruesos, dando como resultado una
reducción a largo plazo de la resistencia a temperatura elevada.
Además, contenidos elevados en C llevarán a una pobre soldabilidad y
pueden, por consiguiente, causar dificultades tales como rotura de
la soldadura durante la fabricación de recipientes de presión y
elementos similares. Por estas razones, el C no debe añadirse en una
cantidad mayor de la requerida para mejorar la resistencia a
temperatura elevada por la formación de carbonitruros y para inhibir
la formación de ferrita \delta. Por consiguiente, el contenido de
C debería estar en el intervalo de 0,07 a 0,15%. El intervalo
preferente es de 0,08 a 0,14%.
Si (silicio): el Si es efectivo como
desoxidante. Además, el Si es un elemento requerido para asegurar la
buena flotabilidad del caldo fundido, porque para los materiales de
acero moldeado, el caldo fundido necesita fluir a todos los
rincones del molde. Sin embargo, ya que el Si tiene el efecto de
ocasionar la reducción de la tenacidad y de la resistencia a elevada
temperatura y, además, promueve la formación de ferrita \delta, es
necesario minimizar su contenido. Si su contenido es menor de 0,05%,
no puede asegurarse la flotabilidad suficiente del caldo fundido,
mientras que si su contenido es mayor de 0,3%, se manifestarán
dificultades como las descritas anteriormente. Por consiguiente, el
contenido de Si debería estar en el intervalo de 0,05 a 0,3%. El
intervalo preferente es de 0,1 a 0,25%.
Mn (manganeso): el Mn es un elemento que
es útil como desoxidante. Además, el Mn tiene el efecto de inhibir
la formación de ferrita \delta. Por otra parte, la adición de una
gran cantidad de este elemento ocasionaría una reducción de la
resistencia de rotura por fatiga térmica. Por consiguiente, no es
deseable la adición de más de 1% de Mn. Sin embargo, en
consideración al forjado en la etapa de la elaboración del acero, un
contenido de Mn de no menos de 0,1% es ventajoso desde el punto de
vista del coste debido a que esto hace más fácil el control de
residuos. Por consiguiente, el contenido de Mn debería estar en el
intervalo de 0,1 a 1%.
Cr (cromo): el Cr forma un carburo y
contribuye de este modo a la mejora de la resistencia de rotura por
fatiga térmica. Además, el Cr se disuelve en el molde para mejorar
la resistencia a la oxidación y también contribuye a la mejora de la
resistencia a elevada temperatura a largo plazo al fortalecer el
propio molde. Si su contenido es menor del 8% no se producirá ningún
efecto suficiente, mientras que si su contenido es mayor del 10%, la
formación de ferrita \delta tenderá a ocurrir y ocasionará una
reducción en la resistencia y en la tenacidad. Por consiguiente, el
contenido de Cr debería estar en el intervalo del 8 al 10%. El
intervalo preferente es de 8,5 a 9,5%.
Ni (níquel): el Ni es un elemento que es
efectivo en la mejora de la tenacidad. Además, el Ni también tiene
el efecto de reducir el Cr equivalente e inhibir de este modo la
formación de ferrita \delta. Sin embargo, puesto que la adición de
este elemento puede causar una reducción en la resistencia de rotura
por fatiga térmica, es deseable añadir Ni en la cantidad mínima
necesaria. En la presente invención, el Co se añade como un elemento
para mostrar los efectos del Ni, de modo que el papel del Ni puede
ser realizado por el Co. Sin embargo, puesto que el Co es un
elemento caro, es necesario desde un punto de vista económico
reducir el contenido de Co tanto como sea posible. Por consiguiente,
la formación de ferrita \delta se inhibe por añadir no más de 0,2%
de Ni, aunque esto puede depender de otros elementos de aleación. Su
límite más bajo se determina que es de 0,01% en consideración a la
cantidad de Ni que se introduce normalmente como una impureza
accidental. Por consiguiente, el contenido de Ni debería estar en el
intervalo del 0,01 al 0,2%. El intervalo preferente es de 0,01 a
0,1%.
V (vanadio): el V forma un carbonitruro y
mejora de esta manera la resistencia a la rotura por fatiga térmica.
Si su contenido es menor del 0,1%, no se producirá ningún efecto
suficiente. Por otra parte, si su contenido es mayor del 0,3%, por
el contrario la resistencia de rotura por fatiga térmica se
reducirá. Por consiguiente, el contenido de V debería estar en el
intervalo de 0,1 a 0,3%. El intervalo preferente es de 0,15 a
0,25%.
Nb (niobio) y Ta (tantalio): el Nb y el Ta
forman carbonitruros y contribuyen de este modo a la mejora de la
resistencia a temperatura elevada. Además, ocasionan carburos más
finos (M_{23}C_{6}) por precipitar a temperaturas elevadas y
contribuyen de este modo a la mejora de la resistencia a la rotura
por fatiga térmica a largo plazo. Si su contenido total es menor del
0,01% en peso, no se producirá ningún efecto suficiente. Por otra
parte, si su contenido total es mayor del 0,2% en peso, los carburos
de Nb y Ta formados durante la fabricación de lingotes de acero no
lograrán disolverse completamente en el molde durante el tratamiento
térmico, dando como resultado una reducción de la tenacidad. Por
consiguiente, el contenido total de Nb y Ta debería estar en el
intervalo del 0,01 al 0,2%. El intervalo preferente es de 0,03 a
0,07%.
Mo (molibdeno): el Mo, junto con el W, se
disuelve en el molde y mejora de este modo la resistencia a la
rotura por fatiga térmica. Si el Mo se añade solo, puede ser
utilizado en una cantidad del 1,5% aproximadamente. Sin embargo,
cuando el W se añade también, como es el caso de la presente
invención, el W es más efectivo en la mejora de la resistencia a
temperatura elevada. Además, si el Mo y el W se añaden indebidamente
en cantidades grandes, se formará ferrita \delta que causará una
reducción en la resistencia de la rotura por fatiga térmica. Puesto
que la adición de W solo falla en dar suficiente resistencia a
temperatura elevada, se necesita añadir, como mínimo, una ligera
cantidad de Mo. Esto es, el contenido de Mo debería no ser inferior
al 0,1% en este acero moldeado. Por consiguiente, en consideración a
un equilibrio con el contenido de W, el contenido de Mo debería
estar en el intervalo de 0,1 a 0,7%. El intervalo preferente es de
0,1 a 0,5%.
W (tungsteno): Como se describió
anteriormente, el W, junto con el Mo, se disuelve en el molde y
mejora de esta manera la resistencia a la rotura por fatiga térmica.
El W es un elemento que exhibe un efecto más poderoso que el Mo de
fortalecimiento de la solución sólida y es por consiguiente efectivo
en la mejora de la resistencia a temperatura elevada. Sin embargo,
si se añade indebidamente W en una cantidad grande, se formará
ferrita \delta y una gran cantidad de fase "Laves"
ocasionando una reducción en la resistencia de rotura por fatiga
térmica. Por consiguiente, en consideración a un equilibrio con el
contenido de Mo, el contenido de W debería estar en el intervalo de
1 a 2,5%. El intervalo preferente es de 1,5 a 2%.
Co (cobalto): el Co se disuelve en el
molde para inhibir la formación de ferrita \delta Aunque el Co
tiene la función de inhibir la formación de ferrita \delta, como
el Ni, el Co no reduce la resistencia a elevada temperatura en
contraste con el Ni. Por consiguiente, si se añade Co, los elementos
de fortalecimiento (por ejemplo, Cr, W y Mo) pueden ser añadidos en
cantidades mayores que en el caso en que no se añada Co. Como
resultado, puede conseguirse una elevada resistencia a la rotura por
fatiga térmica. Además, el Co tiene el efecto de aumentar la
resistencia al recocido del temple y es por consiguiente efectivo
minimizando el recocido del material durante la utilización. Estos
efectos se manifiestan al añadir Co en una cantidad no menor del
0,1%, aunque puede depender de los contenidos de los otros
elementos. Sin embargo, en el sistema de composición del acero
moldeado resistente al calor de la presente invención, la adición de
más del 5% de Co tiende a inducir la formación de compuestos
intermetálicos tales como la fase F. Una vez tales compuestos
intermetálicos se forman, el material se volverá quebradizo. Además,
esto llevará también a una reducción en la resistencia a la rotura
por fatiga térmica a largo plazo. Por consiguiente, el contenido de
Co debería estar en el intervalo de 0,1 a 5%. El intervalo
preferente es de 2
a 4%.
a 4%.
N (nitrógeno): el N, junto con el C y
elementos de aleación, forma carbonitruros y contribuye de este modo
a la mejora de la resistencia a elevada temperatura. Como se
describió anteriormente, el N junto con el C y elementos de
aleación, forman carbonitruros y contribuyen de esta modo a la
mejora de la resistencia a elevada temperatura. Por otra parte, en
este acero moldeado resistente al calor, no solamente la formación
de carbonitruros, sino también la adición de B, como se describirá
más adelante, es efectiva también en la mejora de la resistencia a
elevada temperatura. Sin embargo, el B se combina fácilmente con el
N en el acero para formar una inclusión no metálica, BN. Por
consiguiente, en el acero que contiene N, el efecto del B añadido al
mismo es anulado por el N y, por consiguiente, el B falla en aportar
una mejora suficiente a la resistencia a elevada temperatura. Para
permitir la adición de B para que exhiba su efecto en la máxima
extensión, la cantidad de N añadida debe ser minimizada. De este
modo, cuando se desea obtener el mayor efecto producido por la
adición de B y mejorar de esta manera la resistencia a elevada
temperatura, el contenido de N sería deseable que no fuera mayor del
0,01%. Sin embargo, cuando el B se añade para producir un efecto que
no es necesariamente suficiente pero sirve para suplementar el
efecto de fortalecimiento de la precipitación de carbonitruros, la
adición de B puede esperarse que traiga una mejora en la resistencia
a elevada temperatura con un contenido de N no mayor del 0,03%. Por
otra parte, si el contenido de N no es menor del 0,03%, se asegura
una resistencia suficiente a elevada temperatura por la formación de
carbonitruros, como se muestra en los primero y segundo aceros
moldeados resistentes al calor mencionados anteriormente. Por
consiguiente, en el tercer acero moldeado resistente al calor en el
que la resistencia a elevada temperatura se mejora al utilizar el
efecto del B en alguna magnitud, el contenido de N hasta el 0,03%
está permitido para minimizar la formación de BN. Por otra parte, el
límite más bajo de contenido de N es un nivel introducido de forma
inevitable de no menos del 0,001%. De esta manera, cuando la adición
de B se toma en consideración, el contenido de N debería estar en el
intervalo de 0,001 a 0,03%. El intervalo preferente es de 0,001
a
0,01%.
0,01%.
B (boro): el B presenta el efecto de
aumentar la resistencia límite del grano y contribuye de este modo a
la mejora de la resistencia de la rotura por fatiga térmica. En
particular, el acero moldeado resistente al calor de la presente
invención, que muestra una mejora en la resistencia de rotura por
fatiga térmica, es un material diseñado de modo que el efecto del B
puede ser exhibido en su magnitud máxima por limitar el contenido de
N que inhibe el efecto del B, como se ha explicado en relación con
el N. Sin embargo, si el B se añade en cantidades indebidamente
grandes que excedan el 0,01%, dará como resultado un deterioro de la
soldabilidad y una reducción de la tenacidad. Por otra parte, si el
contenido del B es menor del 0,002%, fallará en la producción de un
efecto suficiente. Por consiguiente, el contenido del B debería
estar en el intervalo del 0,002 al 0,01%. El intervalo preferente es
de 0,003 a 0,007%.
Nd (neodimio): el Nd forma un carburo y un
nitruro que están dispersados finamente en el molde para mejorar la
resistencia a elevada temperatura y, en particular, la resistencia
de rotura por fatiga térmica. Además, se estima que algo de Nd se
disuelve en el molde y contribuye de este modo al fortalecimiento de
la solución sólida. Estos efectos son útiles incluso cuando se añade
una cantidad extremadamente pequeña de Nd. De hecho, estos efectos
se observan incluso con un contenido de Nd de 0,001%. Sin embargo,
la adición indebida de una gran cantidad de Nd disminuirá la
tenacidad del material y por ello lo hará más quebradizo. Por
consiguiente, el contenido de Nd no debería se mayor de 0,2%. El
intervalo preferente es de 0,005 a 0,015%.
El acero moldeado resistente al calor de la
presente invención es un acero moldeado resistente al calor en el
que el índice A definido anteriormente es del 8% o inferior. La
razón por la que el índice A se limita al 8% o menos es que, debido
a que la presente invención se refiere a materiales de acero
moldeado en los que solamente hay tratamiento por el calor, y no
trabajo mecánico, depende de la difusión, es necesario inhibir
positivamente la formación de ferrita \delta manteniendo bajo este
índice A.
(No según la presente
invención)
El Ejemplo 1 se describe específicamente a
continuación. Las composiciones químicas de los materiales de ensayo
utilizados en el mismo se muestran en la Tabla 1. Debe comprenderse
que los materiales (1) utilizados en este Ejemplo 1 corresponden al
primer acero moldeado resistente al calor mencionado anteriormente.
Similarmente, los materiales (2) utilizados en el Ejemplo 2
corresponden al segundo acero moldeado resistente al calor, y así
sucesivamente.
Todos los materiales de ensayo se prepararon
mezclando los componentes en un horno de 50 kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
espesor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que fueron determinadas para dar un 0,2% de
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
Las propiedades mecánicas de los materiales (1) y
de los materiales de comparación, y los resultados de su ensayo de
rotura de fatiga térmica (esto es, tiempos de rotura de fatiga
térmica medidos bajo las condiciones del ensayo a 650ºC x 13
kgf/mm^{2}) se muestran en la Tabla 2. Como resulta evidente de
los resultados de los ensayos de tracción a temperatura ambiente, la
ductilidad (expresada por alargamiento y reducción en sección) y el
valor del impacto de los materiales (1) son establemente elevados,
indicando su buena soldabilidad. Además, puede observarse que la
resistencia de rotura a la fatiga térmica de los materiales (1) es
mucho más excelente que la de los materiales de comparación.
En el estado como moldeado (esto es, el estado no
sujeto a ningún tratamiento térmico), la microestructura de cada 50
kg de material de ensayo en el lado más elevado del moldeado de su
cuerpo principal fue observado bajo un microscopio óptico para
examinar el grado de formación de la ferrita \delta. Los
resultados de la observación se resumen en la Tabla 3. En contraste
con algunos materiales comparativos, no se observó ninguna formación
de ferrita \delta en los materiales (1), indicando que tenían una
buena microestructura.
(No según la presente
invención)
El Ejemplo 2 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de materiales (2)
utilizados para fines de ensayo se reseñan en la Tabla 4. Las
composiciones de los materiales (2) están basadas en las
composiciones de los materiales (1) utilizados en el Ejemplo 1. Esto
es, el material nº 21 fue obtenido por reducción del contenido del
Mn en el material nº 1, y el material nº 22 fue obtenido por
reducción del contenido de Mn en el material nº 2. Similarmente, las
composiciones de otros materiales (2) se determinaron en base a las
composiciones de los materiales (1) correspondientes. Sin embargo,
los contenidos de varios componentes en los materiales (2) no son
exactamente los mismos que los de los correspondientes materiales
(1) debido a que pueden variar en el proceso de fundido.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para diversos fines de ensayo, estos
materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada al aire que presentaba un
espesor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que fueron establecidas para dar un 0,2% de
límite elástico, de 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 5, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales de la invención
(2) ensayados en el Ejemplo 2 se muestran en comparación con los de
los materiales (1) correspondientes, ensayados en el Ejemplo 1. Los
materiales (2) no difieren apreciablemente en propiedades mecánicas
de los materiales (1) correspondientes. Por otro lado, los
materiales (2) muestran un aumento en el tiempo de rotura por fatiga
térmica con relación a los materiales (1) correspondientes,
indicando una mejora en la resistencia de rotura por fatiga térmica.
Se estima que esta mejora se consiguió por la reducción del
contenido de Mn.
Cuando la microestructura de los materiales de la
invención (2) se observó mediante un microscopio óptico, no se
observó ninguna formación de ferrita \delta, como fue el caso con
los materiales de la invención (1) ensayados en el Ejemplo 1.
(Según la presente
invención)
El Ejemplo 3 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales de
la invención (3) utilizados para fines de ensayo se resumen en la
Tabla 6. Similarmente a los materiales (2), las composiciones de los
materiales de la invención (3) se basan en las composiciones de los
materiales (1), excepto que el contenido de N se reduce comparado
con los materiales (1) y además se añade B. Específicamente, el
material nº 31 se obtuvo reduciendo el contenido de N en el material
nº 1 y además añadiendo B. Las composiciones de otros materiales de
la invención (3) se determinaron de la misma manera descrita
anteriormente.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
grosor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que se determinaron para dar un 0,2% del
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 7, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales de la invención
(3) ensayados en el Ejemplo 3 se muestran en comparación con los de
los materiales (1) correspondientes, ensayados en el Ejemplo 1. Los
materiales de la invención (3) no difieren apreciablemente en
propiedades mecánicas de los materiales (1) correspondientes. Por
otro lado, los materiales de la invención (3) muestran un ligero
aumento en el tiempo de rotura por fatiga térmica con relación a los
materiales (1) correspondientes, indicando una ligera mejora en la
resistencia de rotura por fatiga térmica. Se estima que esta mejora
se consiguió por la adición de B.
Cuando la microestructura de los materiales de la
invención (3) se observó mediante un microscopio óptico, no se
observó ninguna formación de ferrita \delta, como fue el caso con
los materiales (1) y (2) ensayados en los Ejemplos 1 y 2.
(No según la presente
invención)
El Ejemplo 4 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (4)
utilizados para fines de ensayo se resumen en la Tabla 8.
Similarmente a los materiales de la invención (3), las composiciones
de los materiales (4) se basan en las composiciones de los
materiales (2), excepto que el contenido de N se reduce comparado
con los materiales (2) y además se añade B. Específicamente, el
material nº 41 se obtuvo reduciendo el contenido de N en el material
nº 21 y además añadiendo B. Las composiciones de otros materiales
(4) se determinaron de la misma manera descrita anteriormente.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
grosor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que se determinaron para dar un 0,2% del
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 9, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales (4) ensayados
en el Ejemplo 4 se muestran en comparación con los de los materiales
(2) correspondientes, ensayados en el Ejemplo 2. Los materiales (4)
no difieren apreciablemente en propiedades mecánicas de los
materiales (2) correspondientes. Por otro lado, los materiales (4)
muestran un ligero aumento en el tiempo de rotura por fatiga térmica
con relación a los materiales (2) correspondientes, indicando una
ligera mejora en la resistencia de rotura por fatiga térmica. Se
estima que esta mejora se consiguió por la adición de B.
Cuando la microestructura de los materiales de la
invención (4) se observó mediante un microscopio óptico, no se
observó ninguna formación de ferrita \delta, como fue el caso con
los materiales (1) a (3) ensayados en los Ejemplos 1 a 3.
(Muestras 55 y 56 según la presente
invención)
El Ejemplo 5 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales de
la invención (5) utilizados para fines de ensayo se resumen en la
Tabla 10. Las composiciones de los materiales de la invención (5) se
basan en las composiciones de los materiales (1) a (4), excepto que
se añade una muy pequeña cantidad de Nd a los materiales
respectivos. Específicamente, los materiales nº^{s} 51 y 52 se
obtuvieron al añadir Nd a los materiales nº^{s} 1 y 2,
respectivamente. Similarmente, los materiales nº^{s} 53, 54, [55,
56 de la invención], 57 y 58 se obtuvieron al añadir Nd a los
materiales nº^{s} 22, 23, 34, 35, 41 y 42, respectivamente. Los
materiales nº^{s} 59 y 60, que son materiales usados para examinar
la influencia del contenido en Ni, se obtuvieron al aumentar el
contenido de Ni en los materiales nº^{s} 22 y 41, respectivamente.
Sin embargo, como se describió en los Ejemplos 2 a 4, los contenidos
de los varios componentes en los materiales de la invención (5) no
son exactamente como los de los materiales (1) a (4)
correspondientes debido a que pueden variar en el proceso de
fundido.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
grosor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que se determinaron para dar un 0,2% del
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 11, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales de la invención
(5) ensayados en el Ejemplo 5 se muestran en comparación con los de
los materiales (1) a (4) correspondientes, ensayados en los Ejemplos
1 a 4. Los materiales de la invención (5) no difieren
apreciablemente en las propiedades de tensión a temperatura ambiente
de los materiales (1) a (4) correspondientes. Por otro lado, los
materiales de la invención (5) muestran una ligera reducción en el
valor de impacto como resultado de la adición de una muy pequeña
cantidad de Nd, pero esta reducción no merece una seria
consideración. Por otro lado, los materiales de la invención (5)
muestran un aumento en el tiempo de rotura por fatiga térmica con
relación a los materiales (1) a (4) correspondientes, indicando que
la adición de Nd trae una mejora en la resistencia de rotura por
fatiga térmica.
Cuando la microestructura de los materiales de la
invención (5) se observó mediante un microscopio óptico, no se
observó ninguna formación de ferrita \delta, como fue el caso con
los materiales de la invención (1) a (4) ensayados en los Ejemplos 1
a 4.
(No según la presente
invención)
El Ejemplo 6 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (6)
utilizados para fines de ensayo se resumen en la Tabla 12. Las
composiciones de los materiales (6) se basan en las composiciones de
los materiales (1) a (4), excepto que se añade una muy pequeña
cantidad de Hf a los materiales respectivos. Específicamente, los
materiales nº^{s} 61 y 62 se obtuvieron al añadir Hf a los
materiales nº^{s} 1 y 2, respectivamente. Similarmente, los
materiales nº^{s} 63, 64, 65, 66, 67 y 68 se obtuvieron al añadir
Hf a los materiales nº^{s} 22, 23, 34, 35, 41 y 42,
respectivamente. Los materiales nº^{s} 69 y 70, que son materiales
usados para examinar la influencia del contenido en Ni, se
obtuvieron al aumentar el contenido de Ni en los materiales nº^{s}
22 y 41, respectivamente. Sin embargo como se describió en los
Ejemplos 2 a 5, los contenidos de varios componentes en los
materiales (6) no son exactamente los mismos que los de los
materiales (1) a (4) correspondientes, debido a que pueden variar en
el proceso de fundido.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
grosor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que se determinaron para dar un 0,2% del
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 13, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales (6) ensayados
en el Ejemplo 6 se muestran en comparación con los de los materiales
(1) a (4) correspondientes, ensayados en los Ejemplos 1 a 4. Los
materiales (6) no difieren apreciablemente en las propiedades de
tensión a temperatura ambiente de los materiales (1) a (4)
correspondientes. Por otro lado, los materiales (6) muestran una
ligera reducción en el valor de impacto como resultado de la adición
de una muy pequeña cantidad de Hf, pero esta reducción no merece una
seria consideración, como es el caso de los materiales de la
invención (5). Por otro lado, los materiales (6) muestran un aumento
en el tiempo de rotura por fatiga térmica con relación a los
materiales (1) a (4) correspondientes, indicando que la adición de
Hf trae una mejora en la resistencia de rotura por fatiga
térmica.
Cuando la microestructura de los materiales (6)
se observó mediante un microscopio óptico, no se observó ninguna
formación de ferrita \delta, como fue el caso con los materiales
de la invención (1) a (5) ensayados en los Ejemplos 1 a 5.
(No según la presente
invención)
El Ejemplo 7 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (7)
utilizados para fines de ensayo se resumen en la Tabla 14. Las
composiciones de los materiales (7) se basan en las composiciones de
los materiales (1) a (4), excepto que se añaden muy pequeñas
cantidades de Hf y Nd a los materiales respectivos. Específicamente,
los materiales nº^{s} 71 y 72 se obtuvieron al añadir Nd y Hf a
los materiales nº^{s} 1 y 2, respectivamente. Similarmente, los
materiales nº^{s} 73, 74, 75, 76, 77 y 78 se obtuvieron al añadir
Nd y Hf a los materiales nº^{s} 22, 23, 34, 35, 41 y 42,
respectivamente. Los materiales nº^{s} 79 y 80, que son materiales
usados para examinar la influencia del contenido en Ni, se
obtuvieron al aumentar el contenido de Ni en los materiales nº^{s}
22 y 41, respectivamente. Sin embargo como se describió en los
Ejemplos 2 a 6, los contenidos de varios componentes en los
materiales (7) no son exactamente los mismos que los de los
materiales (1) a (4) correspondientes debido a que pueden variar en
el proceso de fundido.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fundido de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo el caldo fundido resultante en un
molde de arena. Antes de su uso para distintos fines de ensayo,
estos materiales de ensayo se sometieron a un tratamiento de
endurecimiento bajo condiciones que simulaban la parte central de
una carcasa de turbina de vapor enfriada por aire que tenía un
grosor de 400 mm. A continuación, se templaron a sus respectivas
temperaturas de templado que se determinaron para dar un 0,2% del
límite elástico, de unos 63-68 kgf/mm^{2}.
En la Tabla 15, los resultados de las propiedades
mecánicas y del ensayo de rotura por fatiga térmica (esto es, el
tiempo de rotura por fatiga térmica medido bajo las condiciones de
ensayo de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales (7) ensayados
en el Ejemplo 7 se muestran en comparación con los de los materiales
(1) a (4) correspondientes, ensayados en los Ejemplos 1 a 4. Los
materiales (7) no difieren apreciablemente en las propiedades de
tensión a temperatura ambiente de los materiales (1) a (4)
correspondientes. Por otro lado, los materiales (7) muestran una
ligera reducción en el valor de impacto como resultado de la adición
de muy pequeñas cantidades de Nd y Hf, pero esta reducción no merece
una seria consideración, como es el caso de los materiales (5) y
(6). Por otro lado, los materiales (7) muestran un aumento en el
tiempo de rotura por fatiga térmica con relación a los materiales
(1) a (4) correspondientes. La adición combinada de Nd y Hf causa
una ligera reducción en la tenacidad, pero esta reducción no merece
una consideración seria. Más bien puede observarse que la adición
combinada de Nd y Hf lleva una marcada mejora en la resistencia de
rotura por fatiga térmica.
Cuando la microestructura de los materiales de la
invención (7) se observó mediante un microscopio óptico, no se
observó ninguna formación de ferrita \delta, como fue el caso con
los materiales de la invención (1) a (6) ensayados en los Ejemplos 1
a 6.
El Ejemplo 8 se describe específicamente a
continuación.
El índice A definido previamente se calculó con
respecto a cada uno de los materiales (1) a (7) descritos
anteriormente y los materiales comparativos, y los resultados
obtenidos de esta manera se resumen en las Tablas 16 a 19 (las
muestras 31 a 35 y 55 y 56 son según la presente invención). Es
evidente de estas tablas que el índice A fue del 8% o menos para
todos los materiales (1) a (7). En contraste, el índice A es mayor
para algunos materiales comparativos (esto es, los materiales
nº^{s}. 6, 7, 11 y 16). Se puede observar con referencia a la
Tabla 3 que la formación de ferrita \delta se observó en estos
materiales comparativos.
Claims (1)
1. Uso de una composición de acero resistente al
calor en estado moldeado, templado y revenido para materiales
estructurales en piezas moldeadas de turbinas de vapor, conteniendo
el acero, en base a un porcentaje en peso: 0,07 a 0,15% de carbono,
0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de manganeso, 8 a 10% de cromo,
0,01 a 0,2% de niquel, 0,1 a 0,3% de vanadio, un total de 0,01 a
0,2% de niobio y tantalio, 0,1 a 0,7% de molibdeno, 1 a 2,5% de
tungsteno, 0,1 a 5% de cobalto, 0,001 a 0,03% de nitrógeno y 0,002 a
0,01% de boro, opcionalmente de 0,001 a 0,2% de neodimio; siendo la
diferencia hierro e impurezas accidentales, en la que un índice A
(%) definido por la siguiente ecuación en base a un porcentaje en
peso es de 8% o inferior:
Índice A (%) = (contenido de Cr) (%) + 6
(contenido de Si) (%) + 4 (contenido de Mo) (%) + 3 (contenido de W)
(%) +11 (contenido de V) (%) + 5 (contenido de Nb) (%) - 40
(contenido de C) (%) - 2 (contenido de Mn) (%) - 4 (contenido de Ni)
(%) - 2 (contenido de Co) (%) - 30 (contenido de N) (%).
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