ES2339851T3 - Aceros estructurales, resistentes a la corrosion, de ultra-alta resistencia, reforzados por precipitacion de nanocarburos. - Google Patents
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Abstract
Aleación de acero inoxidable martensítica que consiste, en combinación, en peso, en: del 0,1 al 0,3% de carbono (C), del 8 al 17% de cobalto (Co), del 6 al 12% de cromo (Cr), del 2,0 hasta e incluyendo el 5% de níquel (Ni), del 1,0 hasta menos del 3% de molibdeno (Mo), menos del 3% de tungsteno (W) en una cantidad para formar carburos M2C de base de Cr-Mo-W, del 0,1 hasta menos del 0,8% de vanadio (V), menos del 0,3% de niobio (Nb), del 0,1 al 0,05% de titanio (Ti) y opcionalmente menos del 1% de silicio (Si), menos del 0,5% de manganeso (Mn), menos del 0,15% de cobre (Cu), menos del 0,2% de tántalo (Ta), menos del 0,2% de lantano (La) u otros elementos de las tierras raras, menos del 0,15% de zirconio (Zr), menos del 0,005% de boro (B), menos del 0,02% de azufre (S), menos del 0,012% de fósforo (P), menos del 0,015% de oxígeno (O), menos del 0,015% de nitrógeno (N), y combinaciones de los mismos; y el resto es hierro (Fe) e impurezas adicionales; caracterizada por una microestructura que incluye principalmente una dispersión de carburos M2C a escala nanométrica que tienen un diámetro inferior a diez nanómetros en los que M se selecciona del grupo que incluye Cr, Mo, V, W, cuando está presente Nb, cuando está presente Ta y combinaciones de los mismos.
Description
Aceros estructurales, resistentes a la
corrosión, de ultra-alta resistencia, reforzados por
precipitación de nanocarburos.
Esta solicitud se basa en las siguientes
solicitudes estadounidenses provisionales y no provisionales que se
incorporan como referencia al presente documento y para las que se
reivindica prioridad: solicitud estadounidense con n.º de serie
60/267.627, presentada el 9 de febrero de 2001, titulada,
"Nano-Precipitation Strengthened
Ultra-High Strength Corrosion Resistant Structural
Steels", solicitud estadounidense con n.º de serie 60/323.996
presentada el 21 de septiembre de 2001 titulada,
"Nano-Precipitation Strengthened
Ultra-High Strength Corrosion Resistant Structural
Steels" y solicitud estadounidense con n.º de serie (ha de
asignarse), presentada el 8 de febrero de 2002, titulada,
"Nanocarbide Precipitation Strengthened Ultrahigh Strength
Corrosion Resistant, Structural Steels".
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En un aspecto principal, la presente invención
se refiere a aleaciones de acero inoxidable martensíticas de
cobalto, níquel y cromo que tienen ultra-alta
resistencia y resistencia a la corrosión caracterizadas por
precipitados de carburo de tamaño de escala nanométrica, en
particular, precipitados de M_{2}C.
Los principales componentes estructurales en
estructuras aeroespaciales y otras de alto rendimiento están
compuestos casi exclusivamente por aceros de
ultra-alta resistencia debido a que el peso, tamaño
y, en algunos casos, penalizaciones en los costes asociados con el
uso de otros materiales es prohibitivo. Sin embargo, los aceros de
ultra-alta resistencia con una resistencia a la
tracción en el intervalo de al menos 240 ksi a 300 ksi (de 1650 a
2070 MPa) tienen una escasa resistencia a la corrosión general y son
susceptibles de fragilidad ambiental y debida al
hidrógeno.
hidrógeno.
Por tanto, para proporcionar resistencia a la
corrosión general en componentes estructurales aeroespaciales y
otros de acero, normalmente se emplea el cadmiado de los
componentes, y cuando es necesaria resistencia al desgaste, se usa
predominantemente un simple cromado. Estos recubrimientos tienen
desventajas desde el punto de vista de los costes, la fabricación,
el medio ambiente y la fiabilidad. En consecuencia, un objetivo en
el diseño o el descubrimiento de aleaciones de acero de
ultra-alta resistencia es la eliminación de la
necesidad de recubrimientos de cadmio y cromo sin un déficit
mecánico ni una disminución de la resistencia. Un objetivo de
rendimiento para las aleaciones de la invención objeto es la
sustitución de aceros estructurales que no son inoxidables por
aceros inoxidables o resistentes a la corrosión que tienen
resistencias a la tracción superiores a aproximadamente 240 ksi
(1650 MPa), que no requieren recubrimiento de cadmio y que
demuestran resistencia al desgaste sin cromado u otros
recubrimientos protectores y resistentes al desgaste.
Uno de los aceros de ultra-alta
resistencia más ampliamente usados para aplicaciones estructurales
aeroespaciales es 300M. Esta aleación es esencialmente acero 4340
modificado para proporcionar una temperatura de revenido de fase I
ligeramente superior, permitiendo de ese modo el desgasificado por
calentamiento del hidrógeno de fragilización introducido durante el
procesamiento. La especificación para materiales aeroespaciales AMS
6257A [SAE International, Warrendale, PA, 2001], cubre la mayor
parte del uso de 300M en aplicaciones aeroespaciales. Dentro de
esta especificación, las propiedades mínimas de tracción son
resistencia máxima a la tracción (UTS) de 280 ksi (1930 Mpa),
límite elástico (YS) de 230 ksi (1590 MPa), alargamiento del 8% y
reducción del área del 30%. La tenacidad a la fractura en modo I de
deformación plana promedio es de 52 ksi (57 MPa s/m) en [Philip, T.
V. y T. J. McCaffrey, Ultrahigh-Strength Steels,
Properties and selection: Irons. Steels, and
High-Performance Alloys, Materials Park, OH, ASM
International, 1: 430-448, 1990]. Se notifica que la
resistencia al agrietamiento por corrosión bajo tensión en una
disolución acuosa de cloruro de sodio al 3,5% en peso es de 10 ksi
\surdpulgada (11 MPa s/m).
La alta resistencia a la tracción de 300M
permite el diseño de componentes estructurales ligeros en sistemas
aeroespaciales tales como el tren de aterrizaje. Sin embargo, la
falta de resistencia a la corrosión general requiere el
recubrimiento con cadmio, y la baja resistencia al agrietamiento por
corrosión bajo tensión da como resultado fallos de campo
significativos debidos a fragilidad ambiental.
También pueden usarse aceros inoxidables
endurecibles por precipitación, principalmente
15-5PH, [AMS 5659K, SAE International, Warrendale,
PA, 1998], que se incorpora al presente documento, en componentes
aeroespaciales estructurales, pero normalmente sólo en aplicaciones
con cargas ligeras en las que las penalizaciones por el peso
debidas a su baja resistencia no son grandes. La resistencia a la
corrosión es suficiente para una aleación de este tipo de modo que
puede eliminarse el cadmiado; sin embargo las propiedades mínimas de
tracción de 15-5PH en la condición H900 de máxima
resistencia son una UTS de sólo 190 ksi (1310 MPa) e YS de 170 ksi
(1170 MPa). Esto limita la aplicación a componentes que no tienen
una resistencia limitada.
Otro acero inoxidable endurecible por
precipitación, Carpenter Custom 465^{TM} [Alloy Digest,
SS-716, Materials Park, OH, ASM International,
1998], usa la precipitación intermetálica y alcanza una UTS máxima
ligeramente inferior a 270 ksi (1860 MPa). A ese nivel de
resistencia Custom 465^{TM} tiene una energía de impacto con
entalla Charpy en V baja de aproximadamente 5
pies-libra (69 kg cm) [Kimmel, W. M., N. S. Kuhn,
et al., Cryogenic Model Materials, 39th AIAA Aerospace
Sciences Meeting & Exhibit, Reno, NV, 2001]. Para la mayor
parte de aplicaciones estructurales, Custom 465^{TM} debe usarse
en una condición que limite su UTS hasta muy por debajo de 270 ksi
(1860 MPa) con el fin de mantener una resistencia al impacto con
entalla Charpy en V adecuada.
Campbell et al, Systems Design of High
Performance Stainless Steels I, Journal of Computer Aided Design,
Vol. 7, n.º 3, 2000, páginas 145-170, y Campbell
et al, Systems Design of High Performance Stainless Steels
II, Journal of computer Aided Design, Vol. 7, n.º 3, 2000. páginas
171-194, describen el trabajo para diseñar aceros
inoxidables martensíticos de alto rendimiento que tienen como
objetivo incluir una dispersión de refuerzo de carburos M_{2}C
precipitados.
En la segunda de estas publicaciones, se afirma
que el acero inoxidable martensítico prototipo de diseño CS62 tiene
una composición (% en peso) tal como sigue: el 0,21% de carbono (C),
el 15,51% de cobalto (Co), el 9,13% de cromo (Cr), el 1,56% de
níquel (Ni), el 0,002% de molibdeno (Mo), el 0,21% de vanadio (V),
el 0,011% de titanio (Ti) y pequeñas cantidades de silicio (Si),
manganeso (Mn), aluminio (Al), boro (B), cerio (Ce), nitrógeno (N),
oxígeno (O), fósforo (P) y azufre (S), siendo el resto hierro (Fe).
Se afirma que la estructura incluye una dispersión de refuerzo de
carburos M_{2}C.
La patente estadounidense n.º 6176946 reivindica
aceros endurecidos en la superficie o en el núcleo que comprenden
(% en peso): del 0,05 al 0,24% de carbono (C), del 15 al 28% de
cobalto (Co), del 1,5 al 9,5% de níquel (Ni), y uno o más aditivos
tomados del grupo que consiste en: aproximadamente del 3,5 al 9,0%
de cromo (Cr), hasta aproximadamente el 2,5% de molibdeno (Mo), y
hasta el 0,2% de vanadio (V), siendo el resto hierro (Fe). Se
endurece en la superficie la mezcla en el intervalo de dureza
superficial superior a aproximadamente 60 Rockwell C, o se endurece
en el núcleo en el intervalo superior a aproximadamente 50 Rockwell
C.
Esta patente estadounidense pone como ejemplo
específicamente un acero inoxidable CS1, que tiene la composición
(% en peso): del 0,05 al 0,20% de carbono (C), el 15% de cobalto
(Co), el 1,5% de níquel (Ni), el 9,0% de cromo (Cr), el 0,0% de
molibdeno (Mo), el 0,2% de vanadio (V), siendo el resto hierro (Fe).
Se afirma que esta aleación tiene una longevidad a la fatiga
L_{10} igual o superior al acero para cojinetes M50.
La publicación de solicitud japonesa sin
examinar n.º 6065692 reivindica un acero inoxidable endurecible por
precipitación que tiene alta resistencia y alta tenacidad, que tiene
una composición (% en peso): del 0,05 al 0,25% de carbono (C), del
10 al 15% de cobalto (Co), del 1,5 al 9,5% de níquel (Ni), del 10 al
16% de cromo (Cr), del 1 al 6% de molibdeno (Mo), del 0,2 al 0,5%
de vanadio (V), del 0,5 al 1,2% de silicio (Si), del 0,2 al 1% de
manganeso (Mn), opcionalmente del 0,5 al 5% de cobre (Cu), siendo el
resto esencialmente hierro (Fe).
Esta solicitud de patente japonesa pone como
ejemplo específicamente la aleación 1, que tiene la composición (%
en peso): el 0,14% de carbono (C), el 13,10% de cobalto (Co), el
4,05% de níquel (Ni), el 11,40% de cromo (Cr), el 1,49% de
molibdeno (Mo), el 0,27% de vanadio (V), el 0,70% de silicio (Si),
el 0,49% de manganeso (Mn), siendo el resto esencialmente hierro
(Fe). Se afirma que esta aleación tiene un límite elástico al 0,2%
de 105 kgf/mm^{2} (1030 MPa) y una resistencia a la tracción de
173 kgf/mm^{2} (1700 MPa).
Se han desarrollado varios aceros inoxidables
endurecibles secundarios que alcanzan niveles de resistencia máxima
de hasta 270 ksi (1860 MPa). Éstos se describen en las patentes
estadounidenses n.º^{s} Re. 26.225, 3.756.808, 3.873.378 y
5.358.577. Estos aceros inoxidables usan niveles superiores de cromo
para mantener la resistencia a la corrosión y por tanto comprometen
su resistencia. Una característica principal de estas aleaciones es
la gran cantidad de austenita, tanto conservada como formada durante
el endurecimiento secundario. La austenita modifica el
comportamiento de fluencia de las aleaciones y aunque pueden
alcanzar una UTS de hasta 270 ksi (1860 MPa), su límite elástico es
no superior a 200 ksi (1380 MPa). Esta gran distancia entre los
límites elástico y máximo limita las aplicaciones para las que
pueden usarse estos aceros. Por tanto, sigue habiendo la necesidad
de aleaciones de acero no corrosivas, de ultra-alta
resistencia, que tengan un límite elástico de al menos
aproximadamente 230 ksi (1590 MPa) y una resistencia máxima a la
tracción de al menos aproximadamente 280 ksi (1930 MPa).
\vskip1.000000\baselineskip
La invención se define en y mediante las
reivindicaciones adjuntas.
Las aleaciones de acero inoxidable tienen
ultra-alta resistencia y características físicas no
corrosivas como resultado de la elección y la cantidad de los
constituyentes y el protocolo de procesamiento.
Las aleaciones de la invención objeto pueden
conseguir una resistencia máxima a la tracción (UTS) de
aproximadamente 300 Ksi (2070 MPa) con un límite elástico (YS) de
aproximadamente 230 ksi (1590 MPa) y también proporcionan la
resistencia a la corrosión con más de aproximadamente el 6% y menos
de aproximadamente el 11%, preferiblemente menos de aproximadamente
el 10% en peso de cromo. Las aleaciones de la invención proporcionan
una combinación de las propiedades mecánicas observadas de aceros
estructurales que se recubren actualmente con cadmio y se usan en
aplicaciones aeroespaciales y las propiedades de corrosión de aceros
inoxidables sin recubrimiento ni chapado especial. El refuerzo con
carburo a escala nanométrica (M_{2}C) altamente eficaz proporciona
ultra-altas resistencias con menor contenido en
carbono y aleación mientras se mejora la resistencia a la corrosión
debido a la capacidad de los carburos a escala nanométrica para
oxidar y suministrar cromo como una película de óxido de
pasivación. Esta combinación de propiedades de
ultra-alta resistencia y resistencia a la corrosión
en un único material elimina la necesidad del recubrimiento con
cadmio sin una penalización para el peso con respecto a los aceros
estructurales actuales. Adicionalmente, las aleaciones de la
invención objeto reducen los fallos de campo impulsados por la
fragilidad ambiental porque ya no se basan en un recubrimiento poco
fiable para la protección frente al
ambiente.
ambiente.
Por tanto, un objeto de la invención es
proporcionar una nueva clase de aleaciones de acero estructural,
resistentes a la corrosión de ultra-alta
resistencia.
Un objeto adicional de la invención es
proporcionar aleaciones de acero estructural, resistentes a la
corrosión de ultra-alta resistencia que no
requieren chapado ni recubrimiento para resistir la corrosión.
Otro objeto de la invención es proporcionar
aleaciones de acero estructural, resistentes a la corrosión de
ultra-alta resistencia que tienen los elementos de
aleación cobalto, níquel y cromo en combinación con otros
elementos, mediante los cual las aleaciones son resistentes a la
corrosión.
Un objeto adicional de la invención es
proporcionar aleaciones de acero estructural, resistentes a la
corrosión de ultra-alta resistencia que tienen una
resistencia máxima a la tracción (UTS) superior a aproximadamente
240 ksi (1650 Mpa) y preferiblemente superior a aproximadamente 280
ksi (1930 MPa), y un límite elástico (YS) superior a
aproximadamente 200 ksi (1380 MPa) y preferiblemente superior a
aproximadamente 230 ksi (1590 MPa).
Otro objeto de la invención es proporcionar
aleaciones de acero estructural, resistentes a la corrosión de
ultra-alta resistencia caracterizadas por una
microestructura martensítica en listones y por precipitados de
M_{2}C de tamaño a escala nanométrica en la estructura de granos y
en la que generalmente se han solubilizado otros precipitados de
M_{x}C en los que x > 2.
Aún otro objeto de la invención es proporcionar
aleaciones de acero estructural, resistentes a la corrosión de
ultra-alta resistencia que pueden trabajarse
fácilmente para formar piezas componentes y artículos mientras
mantienen sus características de ultra-alta
resistencia y no corrosivas.
Un objeto adicional de la invención es
proporcionar protocolos de procesamiento para las composiciones de
aleación de acero inoxidable dadas a conocer que permiten la
creación de una microestructura de la aleación que tiene
características de resistencia y no corrosivas sumamente
deseables.
Estos y otros objetos, ventajas y
características se expondrán en la siguiente descripción
detallada.
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En la siguiente descripción detallada, se hará
referencia a los dibujos compuestos por las siguientes figuras:
la figura 1 es un diagrama de flujo lógico de
bloques que caracteriza los conceptos de diseño de las aleaciones
de la invención;
la figura 2A es un diagrama de fases en
equilibrio que representa las fases y la composición de carburos a
diversas temperaturas en un ejemplo de una aleación de la
invención;
la figura 2B es un diagrama de la ruta de
procesamiento típica para las aleaciones de la invención en relación
con las fases en equilibrio presentes;
la figura 3 es un gráfico que correlaciona la
dureza máxima y las fuerzas impulsoras de M_{2}C para un contenido
en carbono (C) variable, con los valores en porcentaje en peso;
la figura 4 es un gráfico que muestra los
perfiles de la fuerza impulsora (\DeltaG) de M_{2}C y la
constante de velocidad a escala para contenidos en molibdeno (Mo) y
vanadio (V) variables, en el que se ha fijado la temperatura en
482ºC, y se han fijado las cantidades de otros elementos de aleación
en el 0,14% en peso de carbono (C), el 9% en peso de cromo (Cr), el
13% en peso de cobalto (Co) y el 4,8% en peso de níquel (Ni);
la figura 5 es un diagrama de fases a 1000ºC
usando para determinar el contenido en vanadio (V) final para un
contenido en carbono (C) del 0,14% en peso, en el que se han fijado
las cantidades de otros elementos de aleación en el 9% en peso de
cromo (Cr), el 1,5% en peso de molibdeno (Mo), el 13% en peso de
cobalto (Co) y el 4,8% en peso de níquel (Ni);
la figura 6 es un gráfico que muestra los
perfiles de temperatura M_{S} y fuerza impulsora (\DeltaG) de
M_{2}C para contenidos en cobalto (Co) y níquel (Ni) variables, en
los que se ha fijado la temperatura en 482ºC, y se han fijado las
cantidades de otros elementos de aleación en el 0,14% en peso de
carbono (C), el 9% en peso de cromo (Cr), el 1,5% en peso de
molibdeno (Mo) y el 0,5% en peso de vanadio (V) en una realización
de la invención; y;
la figura 7 es una imagen de sonda atómica
tridimensional de un carburo M_{2}C en realización preferida
sometida a tratamiento térmico de manera óptima y ejemplo de la
invención.
\vskip1.000000\baselineskip
Las aleaciones de acero de la invención
presentan diversas características físicas y capacidades de
procesamiento. Estas características y capacidades se establecieron
como criterios generales, y posteriormente se identificaron la
combinación de elementos y las etapas de procesamiento apropiadas
para crear aleaciones de acero de este tipo para cumplir con estos
criterios. La figura 1 es un diagrama de flujo de bloques del
sistema que ilustra las relaciones de
procesamiento/estructura/propiedades/rendimiento para las aleaciones
de la invención. El rendimiento deseado para la aplicación (por
ejemplo estructuras aeroespaciales, tren de aterrizaje, etc.)
determina un conjunto de propiedades de la aleación requeridas. Las
aleaciones de la invención presentan las características
estructurales que pueden conseguirse con la combinación de
propiedades deseada y pueden evaluarse a través de las etapas de
procesamiento secuenciales mostradas a la izquierda de la figura 1.
A continuación se presentan los criterios para las propiedades
físicas y las capacidades de procesamiento o características para
las aleaciones. Esto va seguido por una descripción de las técnicas
analíticas y experimentales relacionadas con el descubrimiento y
ejemplo de las aleaciones que definen, en general, el intervalo y la
extensión de los elementos, las características físicas y las
características de procesamiento de la presente invención.
\vskip1.000000\baselineskip
Las características o propiedades físicas de la
mayor parte de las realizaciones preferidas de la invención son
generalmente tal como sigue:
Resistencia a la corrosión equivalente a la de
15-5PH (condición H900) medida mediante polarización
lineal.
Resistencia equivalente a o mejor que la de la
aleación 300M, es decir:
- \quad
- Resistencia máxima a la tracción (UTS) \geq 280 ksi (1930 MPa).
- \quad
- Límite elástico (YS) \geq 230 ksi (1590 MPa).
- \quad
- Alargamiento (EL) \geq 8%.
- \quad
- Reducción del área (RA) \geq 30%.
Resistencia al agrietamiento por corrosión bajo
tensión (K_{lacc}) \geq 15 ksi\surdpulgada (\geq 16
MPa\surdm)
\frac{K_{lc}}{YS}\geq
0,21
Superficie endurecible hasta \geq 67 Rockwell
C (HRC) para la resistencia al desgaste y a la fatiga.
Características microestructurales óptimas para
una resistencia máxima a la fatiga/fatiga por corrosión.
\vskip1.000000\baselineskip
Un objetivo principal de la invención objeto es
proporcionar aleaciones con las propiedades físicas objetivo
citadas anteriormente y con una procesabilidad que haga que las
aleaciones sean útiles y prácticas. Con varias rutas de
procesamiento posibles asociadas con la escala de fabricación y la
limpieza y calidad resultantes para una aplicación dada, es
deseable la compatibilidad de las aleaciones de la invención objeto
con una amplia variedad de procedimientos y, por tanto, es una
característica de la invención.
Un objetivo primario para, y característico de,
las aleaciones es la compatibilidad con prácticas de fundición
tales como fusión por inducción a vacío (VIM), refusión por arco a
vacío (VAR), y refusión por electroescoria (ESR) y otras variantes
tales como refusión por electroescoria a vacío (VSR). Las aleaciones
de la invención objeto también pueden producirse mediante otros
procedimientos tales como fusión al aire y pulvimetalurgia. Es
importante que el comportamiento de las aleaciones presente una
microsegregación en la solidificación limitada en las condiciones
de solidificación de los procedimientos anteriores. Mediante la
selección del contenido elemental apropiado en las aleaciones de la
invención objeto, puede minimizarse la variación de la composición
que resulta de la solidificación durante el procesamiento a través
de una dendrita secundaria. Una variación permisible da como
resultado una aleación que puede homogeneizarse a temperaturas
comercialmente factibles, habitualmente a temperatura del metal
superiores a 1100ºC y hasta la fusión incipiente de la aleación, y
durante tiempos de procesamiento razonables, normalmente de menos
de setenta y dos horas y preferiblemente de menos de treinta y seis
horas.
Las aleaciones de la invención objeto también
presentan una ductilidad en caliente razonable de manera que puede
realizarse su trabajo en caliente tras la homogeneización dentro de
las limitaciones de temperatura y reducción habituales de la
práctica industrial actual. La práctica habitual de trabajo en
caliente para las aleaciones de la invención objeto deben permitir
razones de reducción en sección transversal superiores a tres a uno
y preferiblemente superiores a cinco a uno. Además, el trabajo en
caliente inicial del lingote debe ser posible a menos de 1100ºC, y
el trabajo en caliente de acabado para dar el tamaño de producto
deseado debe ser posible a temperaturas inferiores a
950ºC.
950ºC.
Los objetivos referentes al tratamiento térmico
en disolución incluyen el objetivo de disolver por completo todos
los carburos de aleación primarios (es decir, M_{X}C en el que X
> 2) mientras se mantiene una dispersión de refino de grano de
escala fina (es decir MC) y un tamaño de grano pequeño, generalmente
igual o inferior al tamaño de grano número 5 de la ASTM según la
norma ASTM E112 [ASTM, ASTM E112-96, West
Conshohocken, PA, 1996] que se incorpora al presente documento. Por
tanto, con las aleaciones de la invención, durante el tratamiento
térmico en disolución en el campo de la fase de austenita, se
disuelve los carburos de aleación de escala gruesa que se formaron
durante el procesamiento anterior, y el carbono en disolución
resultante está entonces disponible para el refuerzo por
precipitación durante el revenido. Sin embargo, durante el mismo
procedimiento, los granos de austenita pueden engrosarse,
reduciéndose de este modo la resistencia, tenacidad y ductilidad.
Con las aleaciones de la invención, tal engrosamiento de los granos
está ralentizado por los precipitados de MC que inmovilizan los
límites de grano y, a medida que se aumenta la temperatura del
tratamiento térmico en disolución, aumenta la cantidad de esta
dispersión de refino de grano necesaria para evitar o reducir
aumentos del engrosamiento de los granos. Las aleaciones de la
invención objeto disuelven completamente todos los carburos de
escala gruesa, es decir M_{x}C en el que x > 2, mientras
mantienen una dispersión de refino de grano eficaz a temperaturas
de tratamiento térmico en disolución razonables en el intervalo de
850ºC a 1100ºC, preferiblemente de 950ºC a 1050ºC.
Tras el tratamiento térmico en disolución, los
componentes fabricados a partir de las aleaciones de la invención
objeto normalmente se enfrían rápidamente o se templan por debajo de
las temperaturas a las que se forma la martensita. El resultado
preferido de este procedimiento es una microestructura que consiste
esencialmente en su totalidad en martensita prácticamente sin
austenita conservada, otros productos de transformación tales como
bainita o ferrita, ni otros productos de carburo que permanezcan o
se formen durante el procedimiento. El espesor del componente que
está enfriándose y los medios de enfriamiento tales como aceite,
agua o aire determinar la velocidad de enfriamiento de este tipo de
procedimiento. A medida que aumenta la velocidad de enfriamiento,
se reduce el riesgo de formación de otros productos no
martensíticos, pero potencialmente aumenta la distorsión en el
componente, y por tanto, disminuye el espesor en sección de una
pieza que puede procesarse. Las aleaciones de la invención objeto
generalmente son totalmente martensíticas tras el enfriamiento o
temple a velocidades moderadas en tamaños en sección de menos de
tres pulgadas y preferiblemente de menos de seis pulgadas cuando se
enfrían hasta temperaturas criogénicas, o preferiblemente hasta
temperatura ambiente.
Tras el enfriamiento o temple, los componentes
fabricados usando las aleaciones de la invención objeto pueden
someterse a revenido en un intervalo de temperatura y durante un
periodo de tiempo en el que el carbono en la aleación formará
carburos M_{2}C coherentes a escala nanométrica mientras se evita
la formación de otros productos de carburo. Durante este
envejecimiento o procedimiento de endurecimiento secundario, se
calienta el componente hasta la temperatura de procedimiento a una
velocidad determinada por la potencia del horno y el tamaño de la
sección del componente y se mantiene durante un tiempo razonable,
luego se enfría o templa hasta temperatura ambiente.
Si el tratamiento en disolución anterior ha sido
ineficaz en evitar la austenita conservada, el procedimiento de
revenido puede dividirse en múltiples etapas en las que cada etapa
de revenido está seguida por un enfriamiento o temple hasta
temperatura ambiente y preferiblemente un enfriamiento posterior
hasta temperaturas criogénicas para formar martensita. La
temperatura del procedimiento de revenido normalmente estará entre
200ºC y 600ºC, preferiblemente de 450ºC a 540ºC y tendrá una
duración de menos de veinticuatro horas, preferiblemente entre dos
y diez horas. El resultado del procedimiento deseado es una matriz
martensítica (generalmente libre de austenita) reforzada mediante
una dispersión de carburo M_{2}C a escala nanométrica, carente de
cementita transitoria que se forma durante las etapas iniciales del
procedimiento, y sin otros carburos de aleación que pueden
precipitar si el tiempo del procedimiento se vuelve demasiado
largo.
Una característica significativa de las
aleaciones de la invención se refiere a las altas temperaturas de
revenido usadas para lograr su respuesta de endurecimiento
secundario. Aunque un objetivo específico es evitar el cadmiado
para la resistencia a la corrosión, muchos componentes preparados a
partir de una aleación de la invención pueden requerir un
procedimiento de electrochapado tales como níquel o cromo durante la
fabricación o el reacondicionamiento. Los procedimientos de
electrochapado introducen hidrógeno en la microestructura que puede
conducir a fragilidad y debe desgasificarse por calentamiento
exponiendo la pieza a temperaturas elevadas tras el chapado. Las
aleaciones de la invención pueden cocerse en horno a temperaturas
casi tan altas como su temperatura de revenido original sin reducir
la resistencia de la aleación. Puesto que las temperaturas de
revenido son significativamente superiores en las aleaciones de la
invención en comparación con las aleaciones 4340 y 300M usadas
comúnmente, puede realizarse el procedimiento de desgasificado
mediante calentamiento de manera más rápida y fiable.
Ciertas técnicas de modificación de la
superficie para conferir resistencia al desgaste, resistencia a la
corrosión, y decoración, tal como la deposición física en fase de
vapor (PVD), o técnicas de endurecimiento de la superficie tales
como nitruración con gas o plasma, se realizan de manera óptima a
temperaturas del orden de 500ºC y durante periodos del orden de
horas. Otra característica de las aleaciones de la invención objeto
es que el procedimiento de tratamiento térmico es compatible con las
temperaturas y los programas habituales de estos procedimientos de
endurecimiento o recubrimiento de la superficie.
Los componentes preparados a partir de las
aleaciones de la invención objeto normalmente se fabrican o
mecanizan antes del envejecimiento y el tratamiento térmico en
disolución. Las operaciones de fabricación y mecanizado requieren
un material que sea blando y presente una formación de virutas
favorable a medida que se retira el material. Por tanto, las
aleaciones de la invención objeto preferiblemente se someten a
recocido tras el procedimiento de trabajo en caliente antes de
suministrarse a un fabricante. El objetivo del procedimiento de
recocido es reducir la dureza de una aleación de la invención objeto
sin fomentar una austenita excesiva. Normalmente, se logrará el
recocido calentando la aleación en el intervalo de 600ºC a 850ºC,
preferiblemente en el intervalo de 700ºC a 750ºC durante un periodo
de menos de veinticuatro horas, preferiblemente entre dos y ocho
horas y enfriando lentamente hasta temperatura ambiente. En algunos
casos, un procedimiento de recocido de múltiples etapas puede
proporcionar resultados más óptimos. En un procedimiento de este
tipo, puede someterse a recocido una aleación de la invención a una
serie de temperaturas durante diversos tiempos que pueden estar
separados o no por una etapa o etapas de enfriamiento
intermedia(s).
Tras el mecanizado, el envejecimiento y el
tratamiento térmico en disolución, un componente preparado a partir
de una aleación de la invención objeto puede requerir una etapa de
molienda para mantener las dimensiones finales deseadas de la
pieza. La molienda de la superficie elimina material de la pieza por
la acción abrasiva contra una muela de cerámica a alta velocidad.
Es necesario evitar el daño del componente por sobrecalentamiento
de la superficie de la pieza y el daño a la muela por adhesión de
material. Estas complicaciones pueden evitarse principalmente
disminuyendo el contenido en austenita conservada en la aleación.
Por este y los demás motivos expuestos anteriormente, las
aleaciones de la invención objeto presentan muy poca austenita
conservada tras el tratamiento térmico en disolución.
Muchos componentes fabricados a partir de
aleaciones de la invención objeto pueden requerir la unión mediante
diversos procedimientos de soldadura tales como soldadura por arco
con gas, soldadura por arco sumergido, soldadura por
fricción-agitación, soldadura por haz de electrones
y otros. Estos procedimientos requieren que el material que se
solidifica en la zona de fusión o en la zona afectada por el calor
de la soldadura sea dúctil tras el procesamiento. Puede usarse
calor previo y calor posterior para controlar la historia térmica
experimentada por la aleación dentro de la soldadura y en la zona
afectada por el calor para fomentar la ductilidad de la soldadura.
Un impulsor primario para las soldaduras dúctiles es un menor
contenido en carbono en el material, sin embargo esto también
limita la resistencia. Las aleaciones de la invención objeto logran
su resistencia usando carburos M_{2}C a escala nanométrica muy
eficaces y por tanto pueden lograr un nivel de resistencia dado con
un menor contenido en carbono que aceros tales como 300M, fomentando
en consecuencia la soldabilidad.
\vskip1.000000\baselineskip
Los diseños de aleación consiguen la resistencia
a la corrosión requerida con un contenido en Cr mínimo porque un
alto contenido en Cr limita otras propiedades deseadas de varias
maneras. Por ejemplo, un resultado de una mayor cantidad de Cr es
la disminución de la temperatura Ms de martensita que, a su vez,
limita el contenido de otros elementos de aleación deseados tales
como Ni. Los altos niveles de Cr también fomentan una
microsegregación en la solidificación excesiva que es difícil de
eliminar con los tratamientos de homogeneización a alta temperatura.
Una alta cantidad de Cr también limita la solubilidad a alta
temperatura de C requerida para el refuerzo por precipitación de
carburo, provocando el uso de altas temperaturas de tratamiento
térmico en disolución para las que se vuelve difícil el control del
tamaño de grano. Por tanto, una característica preferida de las
aleaciones de la invención es la utilización de Cr en el intervalo
de más de aproximadamente el 6% y menos de aproximadamente el 11%
(preferiblemente menos de aproximadamente el 10%) en peso en
combinación con otros elementos según se describió para lograr la
resistencia a la corrosión con resistencia estructural.
Otra característica de las aleaciones es
conseguir el refuerzo con carburo requerido con un contenido en
carbono mínimo. Como el Cr, el C disminuye fuertemente las
temperaturas M_{s} y eleva las temperaturas de la disolución. Un
alto contenido en C también limita la soldabilidad, y puede producir
problemas de corrosión asociados con la precipitación de carburo de
Cr en los límites de grano. Una alta cantidad de C también limita el
grado de ablandamiento que puede lograrse mediante recocido para
potenciar la maquinabilidad.
Las dos características primarias que se acaban
de tratar se potencian mediante el uso de Co. La interacción
termodinámica de Co y Cr potencia el reparto de Cr a la película de
óxido formada durante la pasivación por corrosión, proporcionando
de este modo protección frente a la corrosión equivalente a la de un
acero de mayor contenido en Cr. El Co también cataliza la
precipitación de carburo durante el revenido a través de la
potenciación de la fuerza impulsora termodinámica de la
precipitación, y retardando la recuperación de la dislocación para
fomentar una nucleación de heterogénea de los carburos con la
dislocación. Por tanto, C en el intervalo del 0,1% al 0,3% en peso
combinado con Co en el intervalo del 8% al 17% en peso junto con Cr
según se describió, y los demás elementos constituyentes
minoritarios, proporciona aleaciones con resistencia a la corrosión
y ultra-alta resistencia.
La combinación deseada de resistencia a la
corrosión y ultra-alta resistencia también se
fomenta mediante el refino de la dispersión de refuerzo de carburo
hasta el nivel nanoestructural, es decir, menos de aproximadamente
diez nanómetros de diámetro y preferiblemente menos de
aproximadamente cinco nanómetros. En comparación con otros
precipitados de refuerzo tales como las fases intermetálicas
empleadas en aceros maraginizados, el módulo de cizallamiento
relativamente alto del carburo de aleación M_{2}C disminuye el
tamaño de partícula óptimo para reforzar hasta un diámetro de sólo
aproximadamente tres nanómetros. El refino del tamaño del
precipitado de carburo hasta este nivel proporciona una dispersión
de refuerzo sumamente eficaz. Esto se logra obteniendo una fuerza
impulsora termodinámica suficientemente alta a través de aleado.
Este refino proporciona el beneficio adicional de unir mediante
puente los carburos en la misma escala de longitud que la película
de óxido de pasivación de modo que el Cr en los carburos pueden
participar en la formación de la película. Por tanto, la formación
de carburo no reduce significativamente la resistencia a la
corrosión. Un beneficio adicional de la dispersión de carburo a
escala nanométrica es el atrapamiento eficaz de hidrógeno en las
interfases del carburo para potenciar la resistencia al
agrietamiento por corrosión bajo tensión. El eficaz refuerzo de
carburo a escala nanométrica también hace que el sistema sea muy
adecuado para el endurecimiento de la superficie mediante
nitruración durante el revenido para producir carbonitruros
M_{2}(C,N) de la misma escala de tamaño para un refuerzo
adicional eficaz sin una pérdida significativa de resistencia a la
corrosión. Una nitruración de este tipo puede lograr una dureza
superficial de hasta 1100 de dureza Vickers (VHN) correspondiente a
70 HRC.
Se potencia adicionalmente la tenacidad a través
del refino de grano mediante dispersiones óptimas de dispersiones
de carburo MC de refino de grano que mantienen la inmovilización de
los granos durante los tratamientos en disolución y de
normalización y resisten a la nucleación de microhuecos durante la
fractura dúctil. La práctica de desoxidación de la masa fundida se
controla para favorecer la formación de dispersiones de MC ricas en
Ti para este fin, así como para minimizar la densidad en número de
partículas de inclusión de oxisulfuro y óxido que forman huecos
primarios durante la fractura. En condiciones óptimas, la cantidad
de MC, determinada mediante balance de masas a partir del contenido
en Ti disponible, representa menos del 10% del contenido en C de la
aleación. El aumento del contenido en Ni dentro de las limitaciones
de los demás requisitos potencia la resistencia a la fractura
frágil. El refino del tamaño de partícula de M_{2}C través del
control de la fuerza impulsora de la precipitación permite que se
mantenga una ultra-alta resistencia a la
finalización de la precipitación de M_{2}C con el fin de disolver
por completo los carburos de cementita Fe_{3}C que precipitan
antes de M_{2}C y limitan la tenacidad a la fractura a través de
la nucleación de microhuecos. La disolución de la cementita se
considera completa de manera eficaz cuando M_{2}C representa el
85% del contenido en C de la aleación, evaluado mediante la
fracción de fase M_{2}C medida usando técnicas descritas por
Montgomery [Montgomery, J. S. y G. B. Olson, M_{2}C Carbide
Precipitation in AF1410, Gilbert R Speich Symposium: Fundamentals
of Aging and Tempering in Bainitic and Martensitic Steel Products,
ISS-AIME, Warrendale, PA, 177-214,
1992], que se incorpora al presente documento. La precipitación de
otras fases que pueden limitar la tenacidad tales como otros
carburos (por ejemplo M_{23}C_{6}, M_{6}C y M_{7}C_{3}) y
fases intermetálicas con empaquetamiento topológicamente compacto
(TCP) (por ejemplo, fases \sigma y \mu) se evita limitando la
fuerza impulsora termodinámica para su formación.
Además de un atrapamiento de hidrógeno eficaz
por los carburos M_{2}C a escala nanométrica para ralentizar el
transporte de hidrógeno, se potencia adicionalmente la resistencia a
la corrosión bajo tensión de hidrógeno controlando la segregación
de impurezas y elementos de aleación en los límites de grano previos
a la austenita para resistir la fractura intergranular asistida por
hidrógeno. Esto se fomenta controlando el contenido de impurezas
indeseables tales como P y S hasta niveles bajos y adsorbiendo sus
cantidades residuales en la aleación para dar compuestos estables
tales como La_{2}O_{2}S o Ce_{2}O_{2}S. Se potencia
adicionalmente la cohesión de los límites mediante la segregación
deliberada de elementos que potencian la cohesión tales como B, Mo
y W durante el tratamiento térmico. Estos factores que fomentan la
resistencia al agrietamiento por corrosión bajo tensión también
potenciarán la resistencia a la fatiga por corrosión.
Todas estas condiciones se logran mediante la
clase de las aleaciones descubiertas mientras se que se mantienen
temperaturas de tratamiento térmico en disolución que no son
excesivamente altas. Las temperaturas M_{s} de martensita,
medidas mediante dilatometría de temple y una fracción de
transformación del 1%, también se mantienen lo suficientemente
altas como para establecer una microestructura de martensita en
listones y minimizar el contenido de austenita conservada que puede
limitar de otro modo el límite elástico.
\vskip1.000000\baselineskip
Pueden producirse las aleaciones a través de
diversas rutas de procedimiento tales como por ejemplo colada,
pulvimetalurgia o metalurgia de lingotes. Los constituyentes de la
aleación pueden fundirse usando cualquier procedimiento de fusión
convencional tal como fusión al aire pero se prefiere más mediante
fusión por inducción a vacío (VIM). La aleación puede
homogeneizarse posteriormente y trabajarse en caliente, pero se
prefiere un procedimiento de fusión secundaria tal como refusión de
electroescoria (ESR) o refusión por arco a vacío (VAR) con el fin
de lograr propiedades de fatiga y tenacidad a la fractura mejoradas.
Con el fin de lograr propiedades de fatiga y tenacidad a la
fractura incluso superiores, pueden utilizarse operaciones de
refusión adicionales antes de la homogenización y el trabajo en
caliente. En cualquier caso, la aleación se forma inicialmente
mediante la combinación de los constituyentes en un procedimiento de
fusión.
La aleación puede homogeneizarse entonces antes
del trabajo en caliente o puede calentarse y trabajarse en caliente
directamente. Si se usa la homogeneización, puede llevarse a cabo
calentando la aleación hasta una temperatura de metal en el
intervalo de aproximadamente 1100ºC o 1110ºC o 1120ºC a 1330ºC o
1340ºC o 1350ºC o, posiblemente tanto como 1400ºC durante un
periodo de tiempo de al menos cuatro horas para disolver los
carburos y elementos solubles y también para homogeneizar la
estructura. Uno de los criterios de diseño para la aleación es la
baja microsegregación, y por tanto el tiempo requerido para la
homogeneización de la aleación es normalmente menor que con otras
aleaciones de acero inoxidable. Un tiempo adecuado es de seis horas
o más en el intervalo de temperatura de metal de homogeneización.
Normalmente, el tiempo de empapado a la temperatura de
homogeneización no tiene que extenderse durante más de setenta y dos
horas. Se ha encontrado que de doce a dieciocho horas en el
intervalo de temperatura de homogeneización es bastante adecuado.
Una temperatura de metal de homogeneización típica es de
aproximadamente 1240ºC.
Tras la homogeneización normalmente se trabaja
en caliente la aleación. La aleación puede trabajarse en caliente
mediante, pero sin limitarse a, laminación en caliente, forjado en
caliente o extrusión en caliente o cualquier combinación de los
mismos. Es común iniciar el trabajo en caliente inmediatamente tras
el tratamiento de homogeneización con el fin de aprovechar el calor
que ya hay en la aleación. Es importante que la temperatura de metal
final de trabajo en caliente esté sustancialmente por debajo de la
temperatura de metal de inicio de trabajo en caliente con el fin de
garantizar un refino de grano de la estructura mediante
precipitación de carburos MC. Tras la primera etapa de trabajo en
caliente, normalmente vuelve a calentarse la aleación para el
trabajo en caliente continuado hasta la forma y el tamaño finales
deseados. El intervalo de temperatura de metal de recalentamiento
es de aproximadamente 950ºC o 960ºC o 970ºC a 1230ºC o 1240ºC o
1250ºC o posiblemente tan como 1300ºC siendo el intervalo preferido
de aproximadamente 1000ºC o 1010ºC a 1150ºC o 1160ºC. La temperatura
de metal de recalentamiento está cerca o por encima de la
temperatura del solvus para carburos MC, y el objetivo es disolver
o disolver parcialmente los constituyentes solubles que permanecen
de la colada o pueden haber precipitado durante el trabajo en
caliente anterior. Esta etapa de recalentamiento minimiza o evita
las partículas de fase primaria y secundaria y mejora la
resistencia al crecimiento de grietas por fatiga y la tenacidad a
la fractura.
A medida que se trabaja en caliente de manera
continua y se recalienta la aleación el tamaño de sección
transversal disminuye y, como resultado, el metal se enfría más
rápidamente. Finalmente ya no es posible usar altas temperaturas de
recalentamiento y debe usarse una temperatura de recalentamiento
inferior. Para secciones transversales más pequeñas el intervalo de
temperatura de metal de recalentamiento es de aproximadamente 840ºC
o 850ºC o 860ºC a 1080ºC o 1090ºC o 1100ºC o posiblemente tanto
como 1200ºC siendo el intervalo preferido de aproximadamente 950ºC
o 960ºC a 1000ºC o 1010ºC. La temperatura de metal de
recalentamiento inferior para secciones transversales más pequeñas
está por debajo de la temperatura del solvus para otros carburos
(distintos de MC), y el objetivo es minimizar o prevenir su
engrosamiento durante el recalentamiento de modo que pueden
disolverse rápidamente durante el posterior tratamiento térmico en
disolución o de normalización.
Las formas de productos molidos finales tales
como, por ejemplo, material en barras y material para forjar,
normalmente se normalizan y/o se someten a recocido antes del envío
a los clientes. Durante la normalización se calienta la aleación
hasta una temperatura de metal por encima de la temperatura del
solvus para todos los carburos excepto los carburos MC, y el
objetivo es disolver los constituyentes solubles que pueden haber
precipitado durante el trabajo en caliente anterior y normalizar el
tamaño de grano. El intervalo de temperatura de metal de
normalización es de aproximadamente 880ºC o 890ºC o 900ºC a 1080ºC o
1090ºC o 1100ºC siendo el intervalo preferido de aproximadamente
1020ºC a 1030ºC o 1040ºC. Un tiempo adecuado es de una hora o más y
normalmente el tiempo de empapado a la temperatura de normalización
no tiene que extenderse durante más de tres horas. Después de esto
se enfría la aleación hasta temperatura ambiente.
Tras la normalización, normalmente se recuece la
aleación hasta un nivel de resistencia o dureza adecuado para su
procesamiento posterior por el cliente tal como, por ejemplo,
mecanizado. Durante el recocido se calienta la aleación hasta un
intervalo de temperatura de metal de aproximadamente 600ºC o 610ºC a
840ºC o 850ºC, preferiblemente entre 700ºC y 750ºC durante un
periodo de al menos una hora para engrosar todos los carburos
excepto el carburo MC. Un tiempo adecuado es de dos horas o más y
normalmente el tiempo de empapado a la temperatura de recocido no
tiene que extenderse durante más de veinticuatro horas.
Normalmente, tras haberse suministrado la
aleación a un cliente y haberse procesado para dar, o casi, su forma
y conformación finales, se somete a tratamiento térmico en
disolución preferiblemente en el intervalo de temperatura de metal
de aproximadamente 850ºC o 860ºC a 1090ºC o 1100ºC, más
preferiblemente de aproximadamente 950ºC a 1040ºC o 1050ºC durante
un periodo de tres horas o menos. Un tiempo típico para el
tratamiento térmico en disolución es de una hora. La temperatura de
metal de tratamiento térmico en disolución está por encima de la
temperatura del solvus para todos los carburos excepto los carburos
MC, y el objetivo es disolver los constituyentes solubles que
pueden haber precipitado durante el procesamiento anterior. Esto
inhibe el crecimiento de granos al tiempo que potencia la
resistencia, tenacidad a la fractura y resistencia a la fatiga.
Tras el tratamiento térmico en disolución es
importante enfriar la aleación lo bastante rápido hasta
aproximadamente temperatura ambiente o inferior con el fin de
transformar la microestructura en una estructura predominantemente
martensítica en listones y para evitar o minimizar la precipitación
de límite de carburos primarios. Pueden alcanzarse velocidades de
enfriamiento adecuadas con el uso de agua, aceite o diversos gases
de templado dependiendo del espesor de la sección.
\newpage
Tras el templado hasta temperatura ambiente
puede someterse la aleación a un tratamiento criogénico o puede
calentarse directamente hasta la temperatura de revenido. El
tratamiento criogénico fomenta una transformación más completa de
la microestructura para dar una estructura martensítica en listones.
Si se usa un tratamiento criogénico, se lleva a cabo
preferiblemente por debajo de aproximadamente -70ºC. Un tratamiento
criogénico más preferido será por debajo de aproximadamente -195ºC.
Un tratamiento criogénico típico está en el intervalo de
temperatura de metal de aproximadamente -60ºC o -70ºC a -85ºC o
-95ºC. Otro tratamiento criogénico típico está en el intervalo de
temperatura de metal de aproximadamente -180ºC o -190ºC a -220ºC o
-230ºC. Normalmente, el tiempo de empapado a la temperatura
criogénica no tiene que extenderse durante más de diez horas. Un
tiempo típico para el tratamiento criogénico es de una hora.
Tras el tratamiento criogénico, o si se omite el
tratamiento criogénico, inmediatamente tras el templado, se somete
a revenido la aleación a temperaturas de metal intermedias. El
tratamiento de revenido está preferiblemente en el intervalo de
temperatura de metal de aproximadamente 200ºC o 210ºC o 220ºC a
580ºC o 590ºC o 600ºC, más preferiblemente de aproximadamente 450ºC
a 530ºC o 540ºC. Normalmente, el tiempo de empapado a la temperatura
de revenido no tiene que extenderse durante más de veinticuatro
horas. Se ha encontrado que de dos a diez horas en el intervalo de
temperatura de revenido es bastante adecuado. Durante el tratamiento
de revenido, la precipitación de partículas de refuerzo de M_{2}C
a escala nanométrica aumenta la estabilidad térmica de la aleación,
y pueden alcanzarse diversas combinaciones de resistencia y
tenacidad a la fractura usando diferentes combinaciones de
temperatura y tiempo.
Para aleaciones de la invención con temperaturas
MS inferiores, es posible potenciar adicionalmente la resistencia y
la tenacidad a la fractura mediante tratamientos térmicos en
múltiples etapas minimizando la austenita conservada. Los
tratamientos en múltiples etapas consisten en ciclos adicionales de
tratamientos criogénicos seguidos por tratamientos térmicos tal
como se expuso en el texto anterior. Un ciclo adicional puede ser
beneficioso pero múltiples ciclos son normalmente más
beneficiosos.
En las figuras 2A y 2B se representa un ejemplo
de la relación entre la ruta de procesamiento y la estabilidad de
fases en una aleación particular.
La figura 2A representa las fases en equilibrio
de la aleación 2C en la que el contenido en carbono es del 0,23% en
peso tal como se muestra en la tabla 1.
La figura 2B da entonces a conocer la secuencia
de procesamiento empleada con respecto a la aleación 2C descrita.
Tras formar el fundido mediante una etapa de procesamiento en
fundido, se homogeneiza la aleación a una temperatura de metal que
supera la temperatura de equilibrio de fase única (fee) de
aproximadamente 1220ºC. Todos los carburos se solubilizan a esta
temperatura. El forjado para definir una palanquilla, varilla u otra
forma deseadas da como resultado el enfriamiento en un intervalo en
el que pueden formarse diversos carburos complejos. La etapa de
forjado puede repetirse recalentando al menos hasta el intervalo de
temperatura de metal (de 980ºC a 1220ºC) en el que sólo los
carburos MC están en equilibrio.
El posterior enfriamiento (enfriamiento al aire)
dará generalmente como resultado que se conserven carburos
principalmente MC, otros carburos de aleación primarios tales como
M_{7}C_{3} y M_{23}C_{6} y la formación generalmente de una
matriz martensítica. La normalización en el mismo intervalo de
temperatura de metal seguida por el enfriamiento disuelve los
carburos primarios M_{7}C_{3} y M_{23}C_{6} al tiempo que
conserva los carburos MC. El recocido en el intervalo de
temperatura de metal de 600ºC o 610ºC a 840ºC o 850ºC y el
enfriamiento reducen el nivel de dureza hasta un valor razonable
para el mecanizado. El proceso de recocido ablanda la martensita
precipitando carbono en carburos de aleación que son demasiado
grandes como para reforzar significativamente la aleación pero son
lo bastante pequeños como para disolverse fácilmente durante un
tratamiento en disolución posterior. Este proceso va seguido por el
suministro del producto de aleación a un cliente para la
fabricación final de una pieza componente y el acabado y tratamiento
térmico apropiados.
Normalmente el cliente conformará la aleación
para dar una forma adecuada. Esto irá seguido por un tratamiento
térmico en disolución en el intervalo de temperatura de carburo MC y
entonces un templado rápido posterior para mantener o formar la
estructura martensítica deseada. Pueden emplearse el revenido y el
enfriamiento tal como se describió anteriormente para obtener una
resistencia y tenacidad a la fractura según se desee.
\vskip1.000000\baselineskip
Se preparó una serie de aleaciones prototipo. Se
seleccionó que la práctica en fundido para el proceso de refinado
fuera un fundido en vacío doble con adiciones de compuestos de
adsorción de impurezas de La y Ce. No se consideraron
potenciaciones de la cohesión de límite de grano de sustitución
tales como W y Re en la preparación del primer prototipo, sino que
se incluyó una adición de veinte partes por millón de B para este
fin. Para el proceso de desoxidación, se añadió Ti como agente de
desoxidación, fomentando que partículas de TiC inmovilizaran los
límites de grano y redujeran el crecimiento de granos durante el
tratamiento en disolución antes del revenido.
Los elementos de aleación principales en el
primer prototipo son C, Mo y V (formadores de carburo M_{2}C), Cr
(formador de carburo M_{2}C y formador de película de pasivación
de óxido), y Co y Ni (para diversas propiedades de matriz
requeridas). Los parámetros de procesamiento de material y la
composición de aleación exactos se determinaron mediante una
síntesis de diseño global considerando los enlaces y una serie de
modelos computacionales descritos en otra parte [Olson, G. B,
"Computational Design of Hierarchically structured Materials",
Science 277, 1237-1242, 1997]. Lo siguiente es un
resumen del procedimiento prototipo inicial. Los parámetros
seleccionados se indican en las figuras 3-6 por un
asterisco (*).
La cantidad de Cr se determinó mediante el
requisito de resistencia a la corrosión y un modelo termodinámico
de pasivación desarrollado por Campbell [Campbell, C, Systems Design
of High Performance Stainless Steels, Materials Science and
Engineering, Evanston, IL, Northwestern 243, 1997]. La cantidad de C
se determinó mediante el requisito de resistencia y un modelo de
precipitación/refuerzo de M_{2}C según la correlación ilustrada
en la figura 3. Basándose en el objetivo de lograr una dureza de 53
HRC, se seleccionó un contenido en C del 0,14% en peso. La
temperatura de revenido y las cantidades de formadores de carburo
M_{2}C Mo y V se determinaron para cumplir el requisito de
resistencia con una cinética de precipitación de M_{2}C adecuada,
mantener una temperatura de tratamiento en disolución de 1000ºC y
evitar la microsegregación. Las figuras 4 y 5 ilustran cómo se
determinaron los contenidos en V y Mo finales. Se seleccionaron los
contenidos finales en peso del 1,5% de Mo y el 0,5% de V. Se evaluó
el nivel de microsegregación por solidificación mediante simulación
de solidificación para la velocidad de enfriamiento de
solidificación y la separación de brazos dendríticos asociada del
procesamiento en lingotes previsto. Se determinaron las cantidades
de Co y Ni para (1) mantener una temperatura de inicio martensítica
de al menos 200ºC, usando un modelo calibrado para temperaturas de
Ms medidas mediante dilatometría de templado y una fracción de
transformación del 1%, de modo que puede lograrse una estructura de
matriz martensítica en listones tras el templado, (2) mantener una
alta fuerza impulsora inicial de carburo M_{2}C para un
reforzamiento eficaz, (3) mejorar la resistencia al corte de bec
maximizando el contenido en Ni, y (4) mantener el contenido en Co
superior al 8% en peso para alcanzar una resistencia a la
recuperación de la dislocación suficiente para potenciar la
nucleación de M_{2}C y aumentar el reparto de Cr a la película de
óxido aumentando la actividad de Cr de la matriz. La figura 6
muestra que, con otras cantidades de elementos de aleación y la
temperatura de revenido fijada a sus niveles finales, la
optimización de los cuatro factores anteriores da como resultado la
selección de cantidades de Co y Ni de aproximadamente el 13% y el
4,8% en peso, respectivamente. La temperatura de revenido y la
composición de materiales se ajustaron de manera precisa
inspeccionando las razones de fuerza impulsora entre M_{2}C y
otros carburos y fases intermetálicas con referencia a estudios
anteriores de otros aceros de Ni-Co endurecidos
mediante precipitación.
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La composición del primer prototipo de diseño
designado 1 se facilita en la tabla 1 junto con interacciones de
diseño posteriores. El diseño inicial incluyó los siguientes
parámetros de procesamiento:
una fusión a vacío doble con adsorción de
impurezas y desoxidación por Ti;
una temperatura de tratamiento en disolución
mínima de 1005ºC, en la que esta temperatura está limitada por la
formación de carburo de vanadio (VC) según el equilibrio
termodinámico; y
una temperatura de revenido de 482ºC con un
tiempo de revenido estimado de tres horas para alcanzar una
tenacidad y resistencia óptimas.
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La evaluación del primer prototipo (entrada 1 en
la tabla 1) dio resultados prometedores para todas las propiedades
evaluadas. Las deficiencias más significativas fueron una
temperatura M_{s} inferior a la deseada en de 25ºC a 50ºC y un
nivel de resistencia un 15% por debajo de los objetivos. Entonces se
evaluó una segunda serie de diseños denominados 2A, 2B y 2C en la
tabla 1. Los tres prototipos de segunda iteración dieron
temperaturas de transformación satisfactorias, y las mejores
propiedades mecánicas de la segunda iteración las mostró la
aleación 2C. Basándose en la última composición de base, una serie
de aleaciones de tercera iteración designadas 3A, 3B y 3C en la
tabla 1 exploró variaciones menores en los carburos MC de refino de
grano, comparando TiC, (Ti,V)C y NbC. Los parámetros
principales fueron la fracción de fase MC y la resistencia al
engrosamiento a temperaturas de disolución, sometidas a la
limitación de la solubilidad completa de MC a las temperaturas de
homogeneización. Seleccionando (Ti, V)C como el enfoque de
refino de grano óptimo una serie de diseños de cuarta iteración
designados de 4A a 4G en la tabla 1 examinó (a) el refino de la
cinética de transformación martensítica para minimizar el contenido
en austenita conservada, (b) la estabilidad aumentada de carburos
M_{2}C en competición para fomentar la disolución completa de
cementita durante el reforzamiento mediante precipitación de
M_{2}C con el fin de potenciar la tenacidad a la fractura y (c)
una temperatura de hierro (Fo) inferior utilizada basándose en el
reforzamiento mediante precipitación de M_{2}C para evitar
completamente la precipitación de cementita y potenciar la
resistencia al corte. La modificación de la cinética y la
termodinámica de carburos en las dos últimas series incluyó
adiciones de W y Si. Lo siguiente es un resumen de las aleaciones y
los experimentos descritos. Las aleaciones 4D y 4E son según la
presente invención; las demás son aleaciones de comparación.
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Ejemplo
1
La aleación 1 en la tabla 1 se sometió a fusión
por inducción a vacío (VIM) para dar un electrodo de seis pulgadas
(15 cm) de diámetro que posteriormente se sometió a refusión por
arco a vacío (VAR) para dar un lingote de ocho pulgadas (20 cm) de
diámetro. Se homogeneizó el material durante setenta y dos horas a
1200ºC, se forjó y se recoció según las técnicas de procesamiento
preferidas descritas anteriormente y representadas en las figuras
2A y 2B. Se mecanizaron muestras de dilatómetro y se midió que la
temperatura M, era de 175ºC mediante dilatometría de templado y una
fracción de transformación del 1%.
Se mecanizaron muestras de prueba, se sometieron
a tratamiento térmico en disolución a 1025ºC durante una hora, se
templaron con aceite, se sumergieron en nitrógeno líquido durante
una hora, se calentaron hasta temperatura ambiente y se sometieron
a revenido a 482ºC durante ocho horas. Las propiedades medidas se
indican en la tabla 2 a continuación.
Ejemplo
2
La aleación 2A en la tabla 1 se sometió a fusión
por inducción a vacío (VIM) para dar un electrodo de seis pulgadas
(15 cm) de diámetro que posteriormente se sometió a refusión por
arco a vacío (VAR) para dar un lingote de ocho pulgadas (20 cm) de
diámetro. Se homogeneizó el lingote durante doce horas a 1190ºC, se
forjó y se laminó para dar una barra cuadrada de 1,500 pulgadas
(3,81 cm) comenzando a 1120ºC, y se recoció según las técnicas de
procesamiento preferidas descritas anteriormente y representadas en
las figuras 2A y 2B. Se mecanizaron muestras de dilatómetro y se
midió que la temperatura M_{e} era de 265ºC mediante dilatometría
de templado y fracción de transformación del 1%.
Se mecanizaron muestras de prueba a partir de la
barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en disolución a
1050ºC durante una hora, se templaron con aceite, se sumergieron en
nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron hasta temperatura
ambiente, se sometieron a revenido a 500ºC durante cinco horas, se
enfriaron al aire, se sumergieron en nitrógeno líquido durante una
hora, se calentaron hasta temperatura ambiente y se sometieron a
revenido a 500ºC durante cinco horas y media. Las propiedades
medidas se indican en la tabla 3 a continuación. La referencia a la
tasa de corrosión de 15-5PH (condición H900) se
realizó usando una muestra sometida a prueba en condiciones
idénticas. La tasa de corrosión promedio para 15-5PH
(condición H900) para esta prueba fue de 0,26 milipulgadas (6,6
\mum) al año (mpy).
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Se mecanizaron muestras de tracción a partir de
la barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en
disolución a 1025ºC durante setenta y cinco minutos, se templaron
con aceite, se sumergieron en nitrógeno líquido durante una hora,
se calentaron hasta temperatura ambiente, se sometieron a revenido
en múltiples etapas a 496ºC durante o bien cuatro horas o bien seis
horas con tratamientos con nitrógeno líquido (LN_{2}) durante una
hora entre las etapas de revenido. Las propiedades de tracción
medidas se indican en la tabla 4 a continuación.
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Ejemplo
3
Se sometió la aleación 2B en la tabla 1 a fusión
por inducción a vacío (VIM) para dar un electrodo de seis pulgadas
(15 cm) de diámetro que posteriormente se sometió a refusión por
arco a vacío (VAR) para dar un lingote de ocho pulgadas (20 cm) de
diámetro. Se homogeneizó el lingote durante doce horas a 1190ºC, se
forjó y se laminó para dar una barra redonda de 1,000 pulgadas
(2,54 cm) de diámetro comenzando a 1120ºC y se recoció según las
técnicas de procesamiento preferidas descritas anteriormente y
representadas en las figuras 2A y 2B. Se mecanizaron muestras de
dilatómetro y se midió que la temperatura M_{s} era de 225ºC
mediante dilatometría de templado y fracción de transformación del
1%.
Se mecanizaron muestras de prueba a partir de la
barra redonda, se sometieron a tratamiento térmico en disolución a
1100ºC durante 70 minutos, se templaron con aceite, se sumergieron
en nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron hasta
temperatura ambiente y se sometieron a revenido a 482ºC durante
veinticuatro horas. Las propiedades medidas se indican en la tabla
5 a continuación.
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Ejemplo
4
Se sometió la aleación 2C en la tabla 1 a fusión
por inducción a vacío (VIM) para dar un electrodo de seis pulgadas
(15 cm) de diámetro que posteriormente se sometió a refusión por
arco a vacío (VAR) para dar un lingote de ocho pulgadas (20 cm) de
diámetro. Se homogeneizó el lingote durante doce horas a 1190ºC, se
forjó para dar una barra cuadrada de 2,250 pulgadas (5,715 cm)
comenzando a 1120ºC y se recoció según las técnicas de
procesamiento preferidas descritas anteriormente y representadas en
las figuras 2A y 2B. Se mecanizaron muestras de dilatómetro y se
midió que la temperatura M_{s} era de 253ºC mediante dilatometría
de templado y fracción de transformación del 1%.
Se mecanizaron muestras de prueba a partir de la
barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en disolución a
1025ºC durante 75 minutos, se templaron con aceite, se sumergieron
en nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron hasta
temperatura ambiente, se sometieron a revenido a 498ºC durante ocho
horas. Las propiedades medidas se indican en la tabla 6 a
continuación.
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Se mecanizaron muestras de prueba a partir de la
barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en disolución a
1025ºC durante 75 minutos, se templaron con aceite, se sumergieron
en nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron hasta
temperatura ambiente, se sometieron a revenido a 498ºC durante doce
horas. Las propiedades medidas se indican en la tabla 7 a
continuación.
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Se mecanizaron muestras de prueba de corrosión a
partir de la barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en
disolución a 1025ºC durante 75 minutos, se templaron con aceite, se
sumergieron en nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron
hasta temperatura ambiente, se sometieron a revenido a 498ºC durante
ocho horas, se enfriaron al aire y se sometieron a revenido a 498ºC
durante cuatro horas. Las propiedades medidas se indican en la
tabla 8 a continuación. La referencia a la tasa de corrosión de
15-5PH (condición H900) se realizó usando una
muestra sometida a prueba en condiciones idénticas. La tasa de
corrosión promedio para 15-5PH (condición H900)
para esta prueba fue de 0,26 milipulgadas (6,6 \mum) al año
(mpy).
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Se mecanizaron muestras de tracción a partir de
la barra cuadrada, se sometieron a tratamiento térmico en
disolución a 1025ºC durante 75 minutos, se templaron con aceite, se
sumergieron en nitrógeno líquido durante una hora, se calentaron
hasta temperatura ambiente, se sometieron a revenido en múltiples
etapas a 496ºC durante o bien cuatro horas o bien seis horas con
tratamientos con nitrógeno líquido (LN_{2}) durante una hora entre
las etapas de revenido. Las propiedades de tracción medidas se
indican en la tabla 9 a continuación.
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Resulta esencial para el diseño de la aleación
alcanzar un reforzamiento eficaz al tiempo que se mantiene la
resistencia a la corrosión y el atrapamiento de hidrógeno eficaz
para la resistencia a la corrosión bajo tensión. Todos estos
atributos se fomentaron mediante refino del tamaño de partícula de
carburo M_{2}C de reforzamiento hasta un tamaño óptimo de
aproximadamente tres nanómetros al finalizar la precipitación. La
figura 7 muestra la obtención de imágenes a escala atómica de un
carburo M_{2}C de tres nanómetros en la aleación 2C tratada por
calor de manera óptima usando el microanálisis de sonda atómica
tridimensional [M. K. Miller, Atom Probe Tomography, Kluwer
Academic/Plenum Publishers, Nueva York, NY, 2000] que se incorpora
al presente documento, que verifican que realmente se han alcanzado
la composición de partículas y el tamaño designados. Esta imagen es
una reconstrucción atómica de una placa de la aleación en la que
cada átomo se representa por un punto en la figura con un color y
un tamaño correspondientes a su elemento. El círculo dibujado en la
figura 7 representa la congregación de carbono y formadores de
carburo de la aleación que definen el carburo a escala nanométrica
M_{2}C en la imagen.
\newpage
Como consecuencia, las aleaciones descubiertas
tienen un intervalo preferido de combinaciones de elementos tal
como se expone en la tabla 10.
Preferiblemente, se evitan las impurezas; sin
embargo, se toleran algunas impurezas y elementos adicionales y
están dentro del alcance de la invención. Por tanto, en peso, lo más
preferiblemente, S es inferior al 0,02%, P inferior al 0,012%, O
inferior al 0,015% y N inferior al 0,015%. La microestructura es
principalmente martensítica cuando se procesa tal como se describió
y de manera deseable se mantiene como martensítica en listones con
menos del 2,5% y preferiblemente menos del 1% en volumen, de
austenita conservada o precipitada. La microestructura incluye
principalmente carburos a escala nanométrica M_{2}C en los que M
es uno o más elementos seleccionados del grupo que incluye Mo, Nb,
V, Ta, W y Cr. La fórmula, el tamaño y la presencia de carburos son
importantes. Preferiblemente, los carburos sólo están presentes en
forma de M_{2}C y en algún grado de carburos MC sin la presencia
de otros carburos y el tamaño (diámetro promedio) es inferior a
aproximadamente diez nanómetros y preferiblemente está en el
intervalo de aproximadamente tres nanómetros a cinco nanómetros. Se
evitan específicamente otros carburos incoherentes a mayor escala
tales como cementita, M_{23}C_{6}, M_{6}C y M_{7}C_{3}.
También se evitan otras fases quebradizas, tales como fases
intermetálicas con empaquetamiento topológicamente compacto
(TCP).
La matriz martensítica en la que se incrustan
los nanocarburos de refuerzo contiene un equilibrio óptimo de Co y
Ni para mantener una temperatura M_{s} suficientemente alta con Co
suficiente para potenciar el reparto de Cr a la película de óxido
de pasivación, potenciar la fuerza impulsora de M_{2}C y mantener
la nucleación de dislocación de nanocarburos. La resistencia al
corte se potencia manteniendo Ni suficiente y fomentando el refino
de granos mediante dispersiones de carburos MC estables que resisten
al engrosamiento a la temperatura de tratamiento en disolución o de
normalización. La composición de aleación y el procesamiento térmico
se optimizan para minimizar o eliminar todas las demás partículas
dispersadas que limitan la tenacidad y la resistencia a la fatiga.
La resistencia a la corrosión bajo tensión por hidrógeno se potencia
mediante segregación del límite de grano de elementos de
potenciación de la cohesión tales como B, Mo y W, y mediante el
efecto de atrapamiento de hidrógeno de la dispersión de carburos
M_{2}C a escala nanométrica. La composición de aleación se
restringe para limitar la microsegregación en condiciones de
solidificación de lingotes a escala de producción.
Las composiciones de aleación específicas de la
tabla 1 representan las formulaciones de comparación y óptimas y
preferidas conocidas actualmente, entendiéndose que las variaciones
de formulaciones coherentes con las propiedades físicas descritas,
las etapas de procesamiento y dentro de los intervalos dados a
conocer están dentro del alcance de la invención tal como se define
por las reivindicaciones adjuntas. Estas realizaciones preferidas y
las comparaciones pueden resumirse como cinco subclases de
composiciones de aleación presentadas en la tabla 11. La subclase 1
tiene una composición similar a las aleaciones de comparación 2C, 3A
y 3B de la tabla 1 y es óptima para un revenido de endurecimiento
secundario a aproximadamente de 400ºC a 600ºC para precipitar
carburos M_{2}C de base de Cr-Mo proporcionando
una UTS en el intervalo de aproximadamente 270 ksi a 300 ksi (de
1860 MPa a 2070 MPa). La subclase 2 tiene una composición similar a
las aleaciones de la invención 4D y 4E de la tabla 1 e incluye
adiciones de W y/o Si para desestabilizar la cementita y
proporcionar una mayor estabilidad térmica con un revenido de
endurecimiento secundario a aproximadamente de 400ºC a 600ºC para
precipitar carburos M_{2}C de base de
Cr-Mo-W. Para aplicaciones que
requieren una tenacidad a la fractura superior, la subclase 3 tiene
una composición similar a las aleaciones de comparación 1, 2A 1, 2A
y 2B en la tabla 1 y proporciona un intervalo de UTS intermedio de
aproximadamente 240 ksi a 270 ksi (de 1650 MPa a 1860 MPa). La
subclase 4 tiene una composición similar a las aleaciones de
comparación 4F y 4G de la tabla 1 y es óptima para el revenido a
baja temperatura a aproximadamente de 200ºC a 300ºC para precipitar
carburos M_{2}C de base de Fe sin la precipitación de cementita.
La subclase 5 de aleación es una realización de la subclase 1.
Por tanto, la invención que incluye la clase de
aleaciones de acero estructural, resistentes a la corrosión de
ultra-alta resistencia y los procedimientos para
preparar y usar tales aleaciones debe limitarse sólo por las
siguientes reivindicaciones.
Claims (19)
1. Aleación de acero inoxidable martensítica que
consiste, en combinación, en peso, en: del 0,1 al 0,3% de carbono
(C), del 8 al 17% de cobalto (Co), del 6 al 12% de cromo (Cr), del
2,0 hasta e incluyendo el 5% de níquel (Ni), del 1,0 hasta menos
del 3% de molibdeno (Mo), menos del 3% de tungsteno (W) en una
cantidad para formar carburos M_{2}C de base de
Cr-Mo-W, del 0,1 hasta menos del
0,8% de vanadio (V), menos del 0,3% de niobio (Nb), del 0,1 al
0,05% de titanio (Ti) y opcionalmente menos del 1% de silicio (Si),
menos del 0,5% de manganeso (Mn), menos del 0,15% de cobre (Cu),
menos del 0,2% de tántalo (Ta), menos del 0,2% de lantano (La) u
otros elementos de las tierras raras, menos del 0,15% de zirconio
(Zr), menos del 0,005% de boro (B), menos del 0,02% de azufre (S),
menos del 0,012% de fósforo (P), menos del 0,015% de oxígeno (O),
menos del 0,015% de nitrógeno (N), y combinaciones de los mismos; y
el resto es hierro (Fe) e impurezas adicionales;
caracterizada por una microestructura que incluye
principalmente una dispersión de carburos M_{2}C a escala
nanométrica que tienen un diámetro inferior a diez nanómetros en
los que M se selecciona del grupo que incluye Cr, Mo, V, W, cuando
está presente Nb, cuando está presente Ta y combinaciones de los
mismos.
2. Aleación según la reivindicación 1, en la que
más del 85% en peso del contenido en carbono de la aleación
comprende dichos carburos M_{2}C a escala nanométrica.
3. Aleación según la reivindicación 1 o la
reivindicación 2, teniendo la aleación una temperatura de inicio
martensítica (M_{3}) medida mediante dilatometría de templado y
un factor de transformación del 1%, superior a aproximadamente
150ºC.
4. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 3, comprendiendo dicha aleación Cr y Co en
combinación con carburos M_{2}C para proporcionar una capa de
pasivación resistente a la corrosión rica en Cr.
5. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, que tiene una resistencia máxima a la
tracción (UTS) superior a 240 ksi (1650 MPa).
6. Aleación según la reivindicación 5, en la que
la UTS es superior a 260 ksi (1790 MPa).
7. Aleación según la reivindicación 6, en la que
la UTS es superior a 280 ksi (1930 MPa).
8. Aleación según la reivindicación 5, que tiene
un límite elástico (YS) superior a 200 ksi (1380 MPa).
9. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, en la que la microestructura está
sustancialmente libre de fases intermetálicas con empaquetamiento
topológicamente compacto (TCP).
10. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, teniendo la aleación una capa de
superficie de pasivación de Cr y teniendo una tasa de corrosión
anual, medida mediante mediciones de polarización lineal en una
disolución acuosa de cloruro de sodio al 3,5% en peso, equivalente o
inferior a la tasa determinada para acero inoxidable
15-5PH (condición H900).
11. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, incluyendo la aleación, en peso, uno o
más de: silicio (S) en una cantidad inferior al 1%, niobio (Nb) en
una cantidad inferior al 0,3%, titanio (Ti) en una cantidad
inferior al 0,2%, lantano (La) u otros elementos de las tierras
raras en una cantidad inferior al 0,2%, zirconio (Zr) en una
cantidad inferior al 0,15% y boro (B) en una cantidad inferior al
0,005%.
12. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, en la que La o Ce, O y S están
presentes como compuesto de adsorción de La_{2}O_{2}S o
Ce_{2}O_{2}S.
13. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, en la que un elemento seleccionado del
grupo que consiste en C, Mo y cuando está presente B proporciona un
elemento de potenciación de la cohesión de límite de grano.
14. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, estando la aleación revenida hasta una
dureza superior a aproximadamente 45 Rockwell C.
15. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, estando la aleación endurecida en la
superficie hasta una dureza superficial superior a aproximadamente
60 Rockwell C.
16. Aleación según una cualquiera de las
reivindicaciones anteriores, teniendo la aleación una razón de
tenacidad/resistencia, K_{ID}/\sigma_{y1} superior o igual a
0,21 \surdpulgadas (0,033 \surdm), en la que K_{IC} es la
tenacidad a la fractura de la aleación y \sigma_{y} es el límite
elástico.
17. Aleación según la reivindicación 1, que
comprende, en combinación, en peso, del 0,20 al 0,25% de carbono
(C), del 12 al 15% de cobalto (Co), del 2,0 al 3,0% de níquel (Ni),
del 7,0 al 8,0% de cromo (Cr), del 1,0 al 3,0% de molibdeno (Mo),
tungsteno (W) presente en una cantidad de menos del 2,5%, menos del
0,75% de silicio (Si) y vanadio (V) presente en una cantidad de
menos del 0,8%, siendo el resto esencialmente hierro (Fe) e
impurezas adicionales.
18. Uso de la aleación según una cualquiera de
las reivindicaciones 1 a 17 como material de un componente
aeroespacial estructural.
19. Uso según la reivindicación 18, en el que el
componente aeroespacial estructural es el tren de aterrizaje.
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