ES2224539T3 - Uso de acero moldeado resistente al calor. - Google Patents
Uso de 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
Uso de acero moldeado resistente al calor.
Esta invención se refiere al uso de aceros
moldeados resistentes al calor como material estructural para la
fabricación de carcasas o cuerpos envolventes de turbinas de vapor
para generación térmica de energía eléctrica.
Los materiales para carcasas utilizados
convencionalmente a temperatura elevada en plantas de turbinas de
vapor para generación térmica de energía eléctrica incluyen acero
moldeado 2,25%CrMo, acero moldeado de CrMo, acero moldeado de 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 una temperatura
de vapor de 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 de 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.
El documento
EP-A-0 691 416 se refiere a aceros
de forja, tales como los usados en la forja, para la fabricación de
rotores, aletas, discos y elementos similares.
El documento
EP-A-0 896 071 se publicó después de
la fecha de registro de la presente solicitud, como
EP-A-088743.
Un objetivo de la presente invención es dar a
conocer una nueva utilización de los 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, de 0,07
a 0,15% de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,01 a 0,1% de
manganeso, 8 a 10% de cromo, 0,01 a 0,2% de níquel,0,1 a 0,3% de
vanadio, un total de 0,01 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 acciden-
tales.
tales.
El acero moldeado resistente al calor según la
presente invención puede contener opcionalmente, 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 en el que un índice A (%)
definido por la siguiente ecuación, en base a un porcentaje en peso,
es del 8% o 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)
(%).
Como se describió anteriormente, 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 una mayor elevación de la temperatura de
funcionamiento de las 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.
La resistencia a temperatura elevada del acero
moldeado de la presente invención se mejora reduciendo el contenido
de Mn y añadiendo B; el acero moldeado resistente al calor hace
posible que funcionen plantas de energía eléctrica de presión
hipercrítica en condiciones de temperatura más elevada que cuando se
usa un acero moldeado que tenga de 0,1 a 1% de manganeso y sin nada
de boro, y es por consiguiente útil permitiendo un ahorro de
combustibles fósiles y reduciendo la cantidad de anhídrido carbónico
producido.
Los efectos del índice A (%) son proporcionar 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
toda 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 una nueva utilidad para aceros moldeados
resistentes al calor que tienen características excelentes de
resistencia a elevada temperatura que no se han observado en
materiales convencionales.
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 lo contrario.
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
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 efecto suficiente, 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 del 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 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. Como se describió anteriormente, el Mn es
un elemento útil como desoxidante. Por otra parte, el Mn presenta el
efecto de inhibir la formación de ferrita \delta. Sin embargo,
como se describió anteriormente, la adición de este elemento causa
una reducción en la resistencia de la rotura por fatiga térmica
similarmente a la del Ni. Por consiguiente, es necesario minimizar
el contenido de Mn. Especialmente si el contenido de Mn se limita al
0,1% o menos, se mejora señaladamente la resistencia de la rotura
por fatiga térmica. Por otra parte, el Mn también reacciona con el S
introducido como una impureza para formar MnS y de este modo sirve
para negar el efecto adverso del S. Por esta razón, es necesario
añadir Mn en una cantidad no inferior al 0,01% del peso. Por
consiguiente, el contenido de Mn se limita a un intervalo de 0,01 a
0,1%. El intervalo preferente es de 0,06 a 0,09%.
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 por 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 en 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, producen 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 muestra 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 después del temple y es por consiguiente
efectivo minimizando el recocido del material durante la
utilización. Estos efectos se manifiestan por 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 \sigma. Una vez se
forman tales compuestos intermetálicos, 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%.
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. 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 muestre 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,
puede esperarse que la adición de B traiga una mejora en la
resistencia a elevada temperatura con un contenido de N no mayor del
0,03%. Por consiguiente, en el acero moldeado resistente al calor de
la presente invención en el que la resistencia a elevada temperatura
se mejora por la utilización del efecto del B en algún grado, se
permiten contenidos de N hasta un 0,03% a efectos de 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%.
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
tercer acero moldeado resistente al calor, 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 mostrado en su magnitud máxima
al 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%.
En este punto se explican las razones por las que
el Nd se añade opcionalmente.
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 ser mayor de 0,2%. El
intervalo preferente es de 0,005 a 0,015%.
En el acero moldeado resistente al calor de la
presente invención 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, se depende solo de la difusión, siendo
necesario inhibir positivamente la formación de ferrita \delta
manteniendo bajo este índice A.
(No corresponde a 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
fundiendo 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 temple 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 tensión a temperatura ambiente, la
ductilidad (expresada por alargamiento y reducción en sección) y el
valor del impacto de los materiales de la invención (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 de la invención (1), indicando
que tenían una buena microestructura.
(No corresponde a la presente
invención)
El Ejemplo 2 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (2)
utilizados para fines de ensayo se resumen 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 fusión.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple que fueron establecidas para dar un 0,2% de
límite elástico, de aproximadamente 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 (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 (2)
se observó mediante un microscopio óptico, no se observó ninguna
formación de ferrita \delta, como fue el caso con los materiales
(1) ensayados en el Ejemplo 1.
(No corresponde a la presente
invención)
El Ejemplo 3 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (3)
utilizados para fines de ensayo se resumen en la Tabla 6.
Similarmente a los materiales (2), las composiciones de los
materiales (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 (3) se
determinaron de la misma manera descrita anteriormente.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple 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 (3) ensayados
en el Ejemplo 3 se muestran en comparación con los de los materiales
(1) correspondientes, ensayados en el Ejemplo 1. Los materiales (3)
no difieren apreciablemente en propiedades mecánicas de los
materiales de la invención (1) correspondientes. Por otro lado, los
materiales (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 (3)
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) y (2) ensayados en los Ejemplos 1 y 2.
(Según la presente
invención)
El Ejemplo 4 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales de
la invención (4) utilizados para fines de ensayo se resumen en la
Tabla 8. Similarmente a los materiales (3), las composiciones de los
materiales de la invención (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 de
la invención (4) se determinaron de la misma manera descrita
anteriormente.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple 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 losmateriales de la invención
(4) ensayados en el Ejemplo 4 se muestran en comparación con los de
los materiales (2) correspondientes, ensayados en el Ejemplo 2. Los
materiales de la invención (4) no difieren apreciablemente en
propiedades mecánicas de los materiales (2) correspondientes. Por
otro lado, los materiales de la invención (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.
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.
(Las muestras nº^{s} 57 y 58 son
según la presente
invención)
El Ejemplo 5 se describe específicamente a
continuación.
Las composiciones químicas de los materiales (5)
utilizados para fines de ensayo se resumen en la Tabla 10. Las
composiciones de los materiales (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 y los materiales 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 varios
componentes en los materiales (5) no son exactamente como los de los
materiales (1) a (4) correspondientes debido a que pueden variar en
el proceso de fusión.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple 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 (5) no difieren apreciablemente en las
propiedades de tensión a temperatura ambiente de los materiales (1)
a (4) correspondientes. Por otro lado, los materiales (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 (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 aporta 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 (1) a (4) ensayados en los Ejemplos 1 a 4.
(No corresponde a 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 de la invención (6) no son exactamente los mismos que los
de los materiales (1) a (4) correspondientes, debido a que pueden
variar en el proceso de fusión.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple 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 de la invención
(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 aporta 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
(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 fusión.
Todos los materiales de ensayo se prepararon por
fusión de los componentes en un horno de 50 Kg de elevada
frecuencia, al vacío, y vertiendo la fusión 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 temple 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 aporta 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 (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 (de éstas
las muestras 41 a 45 y las muestras 57 y 58 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 como material
estructural en carcasas de turbinas de vapor, conteniendo la
composición del acero, en base a un porcentaje en peso: 0,07 a 0,15%
de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,01 a 0,1% de manganeso, 8 a
10% de cromo, 0,01 a 0,2% de níquel, 0,1 a 0,3% de vanadio, un total
de 0,01 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; 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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