ES2831609T3 - Métodos para procesar aleaciones - Google Patents

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Abstract

Un metodo para procesar una pieza de trabajo para inhibir la precipitacion de compuestos intermetalicos, comprendiendo el metodo: al menos uno de trabajar termomecanicamente y enfriar una pieza de trabajo que incluye una aleacion austenitica, en donde durante el al menos uno de trabajar termomecanicamente y enfriar la pieza de trabajo, la aleacion austenitica esta a temperaturas en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de una temperatura de solvus sigma calculada de la aleacion austenitica hasta una temperatura de enfriamiento durante un tiempo no superior a un tiempo de enfriamiento critico; en donde la aleacion austenitica comprende, en porcentajes en peso basados en el peso total de la aleacion, hasta 0,05 de carbono, 1,0 a 9,0 de manganeso, 0,1 a 1,0 de silicio, 18,0 a 26,0 de cromo, 15,0 a 38,0 de niquel, 3,0 a 7,0 de molibdeno, 0,1 a 3,0 de cobre, 0,08 a 0,9 de nitrogeno, 0,2 a 3,0 de wolframio, 0,8 a 3,5 de cobalto, hasta 0,6 de titanio, hasta 0,05 de boro; un porcentaje en peso combinado de niobio y tantalio no superior a 0,3; hasta 0,2 de vanadio; hasta 0,1 de aluminio; un porcentaje en peso combinado de cerio y lantano no superior a 0,1; hasta 0,5 de rutenio; hasta 0,6 de circonio; hasta 0,05 de fosforo; hasta 0,05 de azufre; el resto de hierro e impurezas accidentales; en donde la temperatura de solvus sigma calculada es una funcion de la composicion de la aleacion austenitica en porcentajes en peso y, en grados Fahrenheit, es igual a 1155,8 - (760,4) - (niquel/hierro) + (1409) - (cromo/hierro) + (2391,6) - (molibdeno/hierro) - (288,9) - (manganeso/hierro) - (634,8) - (cobalto/hierro) + (107,8) - (wolframio/hierro); en donde la temperatura de enfriamiento es una funcion de la composicion de la aleacion austenitica en porcentajes en peso y, en grados Fahrenheit, es igual a 1290,7 - (604,2) - (niquel/hierro) + (829,6) - (cromo/hierro) + (1899,6) - (molibdeno/hierro) - (635,5) - (cobalto/hierro) + (1251,3) - (wolframio/hierro); y en donde el tiempo de enfriamiento critico es una funcion de la composicion de la aleacion austenitica en porcentajes en peso y es igual a log10 2,948 + (3,631) - (niquel/hierro) - (4,846) - (cromo/hierro) - (11,157) - (molibdeno/hierro) + (3,457) - (cobalto/hierro) - (6,74) - (wolframio/hierro).

Description

DESCRIPCIÓN
Métodos para procesar aleaciones
Antecedentes de la tecnología
Campo de la tecnología
La presente divulgación se refiere a métodos de aleaciones. Los presentes métodos pueden encontrar aplicación en, por ejemplo, y sin limitación, las industrias química, minera, petrolera y de gas.
Descripción de los antecedentes de la tecnología
Las piezas de aleación de metal utilizadas en las instalaciones de procesamiento químico pueden estar en contacto con compuestos altamente corrosivos y/o erosivos en condiciones exigentes. Estas condiciones pueden someter las piezas de aleación de metal a tensiones elevadas y promover agresivamente la corrosión y la erosión, por ejemplo. Si es necesario reemplazar partes metálicas dañadas, gastadas o corroídas del equipo de procesamiento químico, puede ser necesario suspender las operaciones de la instalación durante un período de tiempo. Por lo tanto, extender la vida útil de las piezas de aleación de metal utilizadas en las instalaciones de procesamiento químico puede reducir el coste del producto. La vida útil puede prolongarse, por ejemplo, mejorando las propiedades mecánicas y/o la resistencia a la corrosión de las aleaciones.
De manera similar, en las operaciones de perforación de petróleo y gas, los componentes de la sarta de perforación pueden degradarse debido a condiciones mecánicas, químicas y/o ambientales. Los componentes de la sarta de perforación pueden estar sometidos a impactos, abrasión, fricción, calor, desgaste, erosión, corrosión y/o depósitos. Las aleaciones convencionales pueden sufrir una o más limitaciones que afectan su utilidad como componentes de la sarta de perforación. Por ejemplo, los materiales convencionales pueden carecer de suficientes propiedades mecánicas (por ejemplo, límite elástico, resistencia a la tracción y/o resistencia a la fatiga), poseer una resistencia a la corrosión insuficiente (por ejemplo, resistencia a las picaduras y/o agrietamiento por corrosión bajo tensión) o carecer de propiedades magnéticas. Además, las propiedades de las aleaciones convencionales pueden limitar el tamaño y la forma posibles de los componentes de la sarta de perforación formados a partir de las aleaciones. Estas limitaciones pueden reducir la vida útil de los componentes, complicando y aumentando el coste de la perforación de petróleo y gas.
Los aceros inoxidables no magnéticos de alta resistencia a menudo contienen precipitados intermetálicos que disminuyen la resistencia a la corrosión de las aleaciones. Las celdas de corrosión galvánica que se desarrollan entre los precipitados intermetálicos y la aleación base pueden disminuir significativamente la resistencia a la corrosión de las aleaciones de acero inoxidable no magnético de alta resistencia utilizadas en operaciones de perforación de petróleo y gas.
La patente GB 2151260 desvela un artículo de aleación de acero inoxidable austenítico, no magnético, grande, que ha sido trabajado significativamente en caliente entre aproximadamente 1500 °F y 1650 °F pero no templado posteriormente, que tiene un límite elástico del 0,2 % de al menos aproximadamente 90 ksi (620 MPa), y que, cuando se forma en un codo en U, no experimenta agrietamiento por corrosión bajo tensión en aproximadamente 700 horas en cloruro de sodio acuoso saturado en ebullición que contiene el 2 por ciento en peso (w/o) de bisulfito de amonio. La aleación del artículo consiste esencialmente en aproximadamente: 0,1 máx. de C; 1-11 de Mn; 0,6 máx. de Si; 18-23 de Cr; 14-25 de Ni; 2,5-6,5 de Mo; 2 máx. de Cu; 0,01 máx. de B; 0,15 min. de N; C N > (Cr Mo 1,5Si 0,87 Mn - Ni - 6,1)/30; y el resto es esencialmente hierro.
La amplia composición química de un acero inoxidable austenítico no magnético de alta resistencia destinado a aplicaciones de perforación de exploración y producción en la industria del petróleo y el gas se describe en la Solicitud de patente co-pendiente de EE.UU. n.° de serie 13/331.135, presentada el 20 de diciembre de 2011. Se descubrió que las microestructuras de piezas de trabajo forjadas de algunos de los aceros descritos en la solicitud '135 pueden incluir precipitados intermetálicos. Se cree que los precipitados intermetálicos son precipitados de fase a, constituidos por compuestos intermetálicos de Fe-Cr-Ni. Los precipitados de la fase a pueden perjudicar la resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables desvelados en la solicitud '135, lo que puede afectar adversamente la idoneidad de los aceros para su uso en ciertos entornos de perforación agresivos.
Sumario
La invención proporciona un método para procesar una pieza de trabajo para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos de acuerdo con la reivindicación 1 de las reivindicaciones adjuntas.
De acuerdo con un aspecto no limitante de la presente divulgación, un método de procesamiento de una pieza de trabajo para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos comprende al menos uno de trabajar termomecánicamente y enfriar una pieza de trabajo que incluye una aleación austenítica. Durante al menos uno del trabajo termomecánico y enfriamiento de la pieza de trabajo, la aleación austenítica se encuentra a temperaturas en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de una temperatura de solvus sigma calculada de la aleación austenítica hasta una temperatura de enfriamiento durante un período de tiempo no superior a un tiempo de enfriamiento crítico. La temperatura de solvus sigma calculada es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a 1155,8 -(760,4) ■ (níquel/hierro) (1409) ■ (cromo/hierro) (2391,6) ■ (molibdeno/hierro) -(288,9) ■ (manganeso/hierro) -(634,8) ■ (cobalto/hierro) (107,8) ■ (wolframio/hierro). La temperatura de enfriamiento es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a 1290,7 - (604,2) ■ (níquel/hierro) (829,6) ■ (cromo/hierro) (1899,6) ■ (molibdeno/hierro) -(635,5) ■ (cobalto/hierro) (1251,3) ■ (wolframio/hierro). El tiempo de enfriamiento crítico es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a logio 2,948 (3,631) ■ (níquel/hierro) - (4,846) ■ (cromo/hierro) - (11,157) ■ (molibdeno/hierro) (3,457) ■ (cobalto/hierro) - (6,74) ■ (wolframio/hierro).
En ciertas realizaciones no limitantes del método, trabajar termomecánicamente la pieza de trabajo comprende forjar la pieza de trabajo. Dicho forjado puede comprender, por ejemplo, al menos uno de los siguientes: forjado con rodillo, estampado, dentado, forjado en matriz abierta, forjado en matriz de impresión, forjado en prensa, forjado en caliente automático, forjado radial y forjado recalcado. En ciertas realizaciones no limitantes del método, el tiempo de enfriamiento crítico está en un intervalo de 10 minutos a 30 minutos, superior a 10 minutos o superior a 30 minutos. En ciertas realizaciones no limitantes del método, después de al menos uno de trabajar termomecánicamente y enfriar la pieza de trabajo, la pieza de trabajo se calienta a una temperatura de templado que es al menos tan grande como la temperatura de solvus sigma calculada, y manteniendo la pieza de trabajo a la temperatura de templado durante un período de tiempo suficiente para templar la pieza de trabajo. A medida que la pieza de trabajo se enfría desde la temperatura de templado, la aleación austenítica está a temperaturas en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada hasta la temperatura de enfriamiento durante un tiempo no superior al tiempo de enfriamiento crítico.
Según otro aspecto no limitante de la presente divulgación, un método de procesamiento de una pieza de trabajo de aleación austenítica para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos comprende forjar la pieza de trabajo, enfriar la pieza de trabajo forjada y, opcionalmente, templar la pieza de trabajo enfriada. Durante el forjado de la pieza de trabajo y el enfriamiento de la pieza de trabajo forjada, la aleación austenítica se enfría a través de un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de una temperatura de solvus sigma calculada de la aleación austenítica hasta una temperatura de enfriamiento durante un tiempo no superior a un tiempo de enfriamiento crítico. La temperatura de solvus sigma calculada es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a 1155,8 -(760,4) ■ (níquel/hierro) (1409) ■ (cromo/hierro) (2391,6) ■ (molibdeno/hierro) - (288,9) ■ (manganeso/hierro) - (634. 8) ■ (cobalto/hierro) (107,8) ■ (wolframio/hierro). La temperatura de enfriamiento es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a 1290,7 - (604,2) ■ (níquel/hierro) (829,6) ■ (cromo/hierro) (1899,6) ■ (molibdeno/hierro) -(635,5) ■ (cobalto/hierro) (1251,3) ■ (wolframio/hierro). El tiempo de enfriamiento crítico es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a logio 2,948 (3,631) ■ (níquel/hierro) - (4,846) ■ (cromo/hierro) - (11,157) ■ (molibdeno/hierro) (3,457) ■ (cobalto/hierro) - (6,74) ■ (wolframio/hierro). En ciertas realizaciones no limitantes, forjar la pieza de trabajo comprende al menos uno de: forjado con rodillo, estampado, dentado, forjado en matriz abierta, forjado en matriz de impresión, forjado en prensa, forjado en caliente automático, forjado radial y forjado por recalcado.
En ciertas realizaciones no limitantes del método, el forjado de la pieza de trabajo ocurre completamente a temperaturas superiores a la temperatura de solvus sigma calculada. En algunas otras realizaciones no limitantes del método, el forjado de la pieza de trabajo se produce a través de la temperatura de solvus sigma calculada. En ciertas realizaciones no limitantes del método, el tiempo de enfriamiento crítico está en un intervalo de 10 minutos a 30 minutos, superior a 10 minutos, superior a 30 minutos.
Breve descripción de los dibujos
Las características y ventajas de los aparatos y métodos descritos en este documento pueden entenderse mejor haciendo referencia a los dibujos adjuntos en los que:
La FIG. 1 es una micrografía que muestra precipitados intermetálicos perjudiciales en la microestructura en el radio medio de una pieza de trabajo radial forjada de una aleación austenítica no magnética;
La FIG. 2 es una curva de transformación isotérmica o curva TTT que predice la cinética para una precipitación intermetálica en fase a del 0,1 por ciento en peso en una aleación;
La FIG. 3 es un gráfico que muestra la temperatura calculada del centro de la pieza de trabajo, la temperatura del centro calculada, la temperatura de la superficie calculada y las temperaturas reales derivadas del forjado radial de piezas de trabajo experimentales de aleaciones austeníticas de acuerdo con los métodos de la presente divulgación;
La FIG. 4 es una curva TTT, con temperaturas y tiempos de formación y enfriamiento asociados, según realizaciones de la presente divulgación;
La FIG. 5 es una ilustración esquemática de una realización no limitante de un proceso de acuerdo con la presente divulgación para producir formas de diámetro específico de un acero no magnético de alta resistencia útil para aplicaciones de perforación de exploración y producción en la industria del petróleo y el gas;
La FIG. 6 es un diagrama TTT para una realización de una aleación que tiene un tiempo de enfriamiento crítico relativamente corto calculado de acuerdo con una realización de la presente divulgación;
La FIG. 7 es una micrografía de una región central de una pieza de trabajo forjada de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro producida usando un tiempo de enfriamiento real superior al tiempo de enfriamiento crítico calculado requerido para evitar la precipitación intermetálica de la fase sigma de acuerdo con la presente divulgación; La FIG. 8 es un diagrama TTT para una realización de una aleación que tiene un tiempo de enfriamiento crítico relativamente largo calculado de acuerdo con una realización de la presente divulgación;
La FIG. 9 es una micrografía que muestra la microestructura del radio medio de una pieza de trabajo forjada de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro usando un tiempo de enfriamiento real inferior al tiempo de enfriamiento crítico calculado para evitar la precipitación intermetálica de la fase sigma de acuerdo con la presente divulgación; La FIG. 10 es un gráfico de temperatura frente a la distancia desde la pared posterior de un horno de gradiente para tratamientos térmicos usado en el Ejemplo 3 de la presente divulgación;
La FIG. 11 es un diagrama TTT que representa los gradientes de temperatura de muestreo (líneas horizontales) y los tiempos de enfriamiento críticos (líneas verticales) usados en el Ejemplo 3 de la presente divulgación; La FIG. 12 es una figura que superpone microestructuras de muestras mantenidas durante 12 minutos a diversas temperaturas en un diagrama TTT para el Ejemplo 3 de la presente divulgación;
La FIG. 13 es una figura que superpone microestructuras para muestras mantenidas a 1080 °F durante varios tiempos en un diagrama TTT para el Ejemplo 3 de la presente divulgación;
La FIG. 14A es una micrografía que muestra la microestructura de una región superficial de una aleación del Ejemplo 4 de la presente divulgación que se templó y enfrió dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y está desprovista de precipitados de fase sigma;
La FIG. 14B es una micrografía que muestra la microestructura en una región central de una aleación del Ejemplo 4 de la presente divulgación que se templó pero no se enfrió dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y presenta precipitados de fase sigma;
La FIG. 15A es una micrografía que muestra la microestructura de una región superficial de una aleación del Ejemplo 5 de la presente divulgación que se forjó y enfrió dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y está desprovista de precipitados de fase sigma;
La FIG. 15B es una micrografía que muestra la microestructura en una región central de una aleación del Ejemplo 5 de la presente divulgación que se forjó y enfrió dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y carece de precipitados de fase sigma;
La FIG. 16A es una micrografía que muestra la microestructura en un radio medio de una aleación del Ejemplo 6 de la presente divulgación que se forjó y enfrió durante un tiempo que excedió el tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y presenta precipitados de fase sigma en los límites de grano; La FIG. 16B es una micrografía que muestra la microestructura en un radio medio de una aleación del Ejemplo 6 de la presente divulgación que se forjó y enfrió durante un tiempo dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y que no presenta precipitados de fase sigma en los límites de grano;
La FIG. 17A es una micrografía que muestra la microestructura de una región de la superficie de una aleación del Ejemplo 7 de la presente divulgación que se forjó y enfrió durante un tiempo dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y posteriormente se trabajó en caliente sin exhibir precipitados de fase sigma en los límites de grano; y
La FIG. 17B es una micrografía que muestra la microestructura de una región central de una aleación del Ejemplo 7 de la presente divulgación que se forjó y enfrió durante un tiempo dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la presente divulgación y posteriormente se trabajó en caliente sin exhibir precipitados de fase sigma en los límites de grano.
El lector apreciará los detalles anteriores, así como otros, al considerar la siguiente descripción detallada de ciertas realizaciones no limitantes de acuerdo con la presente divulgación.
Descripción detallada de ciertas realizaciones no limitantes
Debe entenderse que ciertas descripciones de las realizaciones descritas en el presente documento se han simplificado para ilustrar solo aquellos elementos, características y aspectos que son relevantes para una comprensión clara de las realizaciones desveladas, mientras que, por motivos de claridad, se eliminan otros elementos, características, y aspectos. Las personas con conocimientos en la técnica, al considerar la presente descripción de las realizaciones desveladas, reconocerán que en una implementación o aplicación particular de las realizaciones desveladas pueden ser deseables otros elementos y/o características. Sin embargo, debido a que dichos otros elementos y/o características pueden ser fácilmente determinados e implementados por personas con conocimientos en la técnica al considerar la presente descripción de las realizaciones desveladas, y por lo tanto no son necesarios para una comprensión completa de las realizaciones desveladas, en este caso no se proporciona una descripción de dichos elementos y/o características. Como tal, debe entenderse que la descripción expuesta en este documento es meramente a modo de ejemplo e ilustrativa de las realizaciones desveladas y no pretende limitar el alcance de la invención tal como se define únicamente en las reivindicaciones.
Además, se pretende que cualquier intervalo numérico mencionado en el presente documento incluya todos los subintervalos incluidos en el mismo. Por ejemplo, un intervalo de "1 a 10" pretende incluir todos los subintervalos entre (e incluyendo) el valor mínimo mencionado de 1 y el valor máximo mencionado de 10, es decir, tiene un valor mínimo igual o superior a 1 y un valor máximo igual o inferior a 10. Cualquier limitación numérica máxima mencionada en este documento pretende incluir todas las limitaciones numéricas inferiores subsumidas en la misma y cualquier limitación numérica mínima mencionada en el presente documento pretende incluir todas las limitaciones numéricas superiores subsumidas en la misma.
Los artículos gramaticales "uno", "un", "una" y "el/la", como se usan en este documento, pretenden incluir "al menos uno" o "uno o más", a menos que se indique lo contrario. Por tanto, los artículos se utilizan en este documento para hacer referencia a uno o más de uno (es decir, al menos uno) de los objetos gramaticales del artículo. A modo de ejemplo, "un componente" significa uno o más componentes y, por lo tanto, opcionalmente, se contempla y se puede emplear o usar más de un componente en una implementación de las realizaciones descritas.
Todos los porcentajes y relaciones se calculan basándose en el peso total de la composición de la aleación, a menos que se indique lo contrario.
La presente divulgación incluye descripciones de diversas realizaciones. Debe entenderse que todas las realizaciones descritas en este documento son a modo de ejemplo, ilustrativas y no limitantes. Por tanto, la invención no está limitada por la descripción de las diversas realizaciones a modo de ejemplo, ilustrativas y no limitantes. Más bien, la invención se define únicamente por las reivindicaciones, que pueden enmendarse para enumerar cualquier característica descrita expresa o inherentemente en la presente divulgación o respaldada de otra manera expresa o inherente.
Como se usa en el presente documento, los términos "conformado", "forjado" y "forjado radial" se refieren a formas de procesamiento termomecánico ("TMP"), que también se pueden denominar en el presente documento "trabajo termomecánico". El trabajo termomecánico se define en este documento como que cubre generalmente varios procesos de conformado de metales que combinan tratamientos térmicos y de deformación controlados para obtener efectos sinérgicos, tales como mejora de la resistencia, sin pérdida de tenacidad. Esta definición de trabajo termomecánico es consistente con el significado atribuido en, por ejemplo, ASM Materials Engineering Dictionary, JR Davis, ed., ASM International (1992), p.480.
Las aleaciones convencionales utilizadas en procesos químicos, minería y/o aplicaciones de petróleo y gas pueden carecer de un nivel óptimo de resistencia a la corrosión y/o un nivel óptimo de una o más propiedades mecánicas. Varias realizaciones de las aleaciones procesadas como se describe en este documento pueden tener ciertas ventajas sobre las aleaciones convencionales, que incluyen, pero no se limitan a, una resistencia a la corrosión y/o propiedades mecánicas mejoradas. Ciertas realizaciones de aleaciones procesadas como se describe en este documento pueden exhibir una o más propiedades mecánicas mejoradas sin ninguna reducción en la resistencia a la corrosión, por ejemplo. Ciertas realizaciones pueden exhibir propiedades mejoradas de impacto, soldabilidad, resistencia a la fatiga por corrosión, resistencia al rozamiento y/o resistencia a la fragilización por hidrógeno con respecto a ciertas aleaciones convencionales.
En diversas realizaciones, las aleaciones procesadas como se describe en el presente documento pueden exhibir una mayor resistencia a la corrosión y/o propiedades mecánicas ventajosas adecuadas para su uso en aplicaciones exigentes. Sin desear estar ligado a ninguna teoría en particular, se cree que algunas de las aleaciones procesadas como se describe en este documento pueden exhibir mayor resistencia a la tracción, por ejemplo, debido a una mejor respuesta al endurecimiento por deformación, mientras que también retienen una alta resistencia a la corrosión. El endurecimiento por deformación o el trabajo en frío se pueden utilizar para endurecer materiales que generalmente no responden bien al tratamiento térmico. Sin embargo, un experto en la materia apreciará que la naturaleza exacta de la estructura trabajada en frío puede depender del material, la deformación aplicada, la velocidad de deformación y/o la temperatura de deformación. Sin desear estar ligado a ninguna teoría particular, se cree que el endurecimiento por deformación de una aleación que tiene la composición descrita en el presente documento puede producir más eficientemente una aleación que exhibe una resistencia a la corrosión y/o propiedades mecánicas mejoradas que ciertas aleaciones convencionales.
En ciertas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende, consiste esencialmente en, o consiste en, cromo, cobalto, cobre, hierro, manganeso, molibdeno, níquel, carbono, nitrógeno wolframio e impurezas accidentales. En ciertas realizaciones no limitantes, la aleación austenítica puede incluir, pero no es necesario, uno o más de aluminio, silicio, titanio, boro, fósforo, azufre, niobio, tantalio, rutenio, vanadio y circonio, ya sea como trazas o como impurezas accidentales.
Además, de acuerdo con varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende, consiste esencialmente en, o consiste en, porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación, hasta 0,05 de carbono, 1,0 a 9,0 de manganeso, 0,1 a 1.0 de silicio, 18,0 a 26,0 de cromo, 19,0 a 37,0 de níquel, 3,0 a 7,0 de molibdeno, 0,4 a 2,5 de cobre, 0,1 a 0,55 de nitrógeno, 0,2 a 3,0 de wolframio, 0,8 a 3,5 de cobalto, hasta 0,6 de titanio, un porcentaje en peso combinado de niobio y tantalio no superior a 0,3, hasta 0,2 de vanadio, hasta 0,1 de aluminio, hasta 0,05 de boro, hasta 0,05 de fósforo, hasta 0,05 de azufre, hierro e impurezas accidentales.
Además, de acuerdo con varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación puede comprender, consistir esencialmente en o consistir en porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación, hasta 0,05 de carbono, 2,0 a 8,0 de manganeso, 0,1 a 0,5 de silicio, 19,0 a 25,0 de cromo, 20,0 a 35,0 de níquel, 3,0 a 6,5 de molibdeno, 0,5 a 2,0 de cobre, 0,2 a 0,5 de nitrógeno, 0,3 a 2,5 de wolframio, 1,0 a 3,5 de cobalto, hasta 0,6 de titanio, un porcentaje en peso combinado de niobio y tantalio no superior a 0,3, hasta 0,2 de vanadio, hasta 0,1 de aluminio, hasta 0,05 de boro, hasta 0,05 de fósforo, hasta 0,05 de azufre, hierro e impurezas accidentales.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende carbono en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,05; hasta 0,03; 0,01 a 0,05; y 0,005 a 0,01.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación de acuerdo con la presente divulgación puede comprender manganeso en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 1,0 a 9,0; 2,0 a 8,0; 2.0 a 7,0; 2,0 a 6,0; 3,5 a 6,5; y 4,0 a 6,0.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende silicio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 0,1 a 1,0; 0,5 a 1,0; y 0,1 a 0,5.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende cromo en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 18,0 a 26; 19,0 a 25,0; 20,0 a 24,0; 20,0 a 22,0; 21,0 a 23,0; y 17,0 a 21,0.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende níquel en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 15,0 a 38,0; 19,0 a 37,0; 20,0 a 35,0; y 21,0 a 32,0.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende molibdeno en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 3,0 a 7,0; 3,0 a 6,5; 5,5 a 6,5; y 6,0 a 6,5.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende cobre en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 0,1 a 3,0; 0,4 a 2,5; 0,5 a 2,0; y 1,0 a 1,5.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende nitrógeno en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 0,08 a 0,9; 0,08 a 0,3; 0,1 a 0,55; 0,2 a 0,5; y 0,2 a 0,3. En determinadas realizaciones, el nitrógeno en la aleación austenítica puede limitarse al 0,35 por ciento en peso o al 0,3 por ciento en peso para abordar su limitada solubilidad en la aleación.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende wolframio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 0,2 a 3,0; 0,2 a 0,8; y 0,3 a 2,5.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende cobalto en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: 0,8 a 3,5; 1,0 a 3,5; y 1,0 a 3,0. En determinadas realizaciones, el cobalto mejoró inesperadamente las propiedades mecánicas de la aleación. Por ejemplo, en ciertas realizaciones de la aleación, las adiciones de cobalto pueden proporcionar hasta un 20 % de aumento en la tenacidad, hasta un 20 % de aumento en el alargamiento y/o una mejor resistencia a la corrosión. Sin desear estar ligado a ninguna teoría en particular, se cree que reemplazar el hierro con cobalto puede aumentar la resistencia a la precipitación de la fase sigma perjudicial en la aleación después del trabajo en caliente en comparación con las variantes que no contienen cobalto que exhibieron niveles más altos de fase sigma en los límites de grano después del trabajo en caliente.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende una relación porcentual en peso de cobalto/wolframio de 2:1 a 5:1, o de 2:1 a 4:1. En determinadas realizaciones, por ejemplo, la relación porcentual en peso de cobalto/wolframio puede ser de aproximadamente 4:1. El uso de cobalto y wolframio puede impartir a la aleación un refuerzo mejorado de la solución sólida.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende titanio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,6; hasta 0,1; hasta 0,01; y 0,1 a 0,6.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende circonio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,6; hasta 0,1; hasta 0,01; y 0,1 a 0,6.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende niobio y/o tántalo en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,3; y 0,01 a 0,1.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende un porcentaje en peso combinado de niobio y tántalo en cualquiera de los siguientes intervalos: hasta 0,3; y 0,01 a 0,1.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende vanadio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,2; y 0,05 a 0,2.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada mediante un método de acuerdo con la presente divulgación comprende aluminio en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,1; hasta 0,01; y 0,05 a 0,1.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende boro en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,05; hasta 0,01; hasta 0,008; hasta 0,001; hasta 0,0005.
En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende fósforo en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,05; hasta 0,025; hasta 0,01; y hasta 0,005.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende azufre en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 0,05; hasta 0,025; hasta 0,01; y hasta 0,005.
En diversas realizaciones no limitantes, el resto de la composición de una aleación austenítica de acuerdo con la presente divulgación puede comprender, consistir esencialmente en o consistir en hierro e impurezas accidentales. En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende hierro en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 60; hasta 50; 20 a 60; 20 a 50; 20 a 45; 35 a 45; 30 a 50; 40 a 60; 40 a 50; 40 a 45; y 50 a 60.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende uno o más elementos traza. Como se usa en este documento, "elementos traza" se refiere a elementos que pueden estar presentes en la aleación como resultado de la composición de las materias primas y/o el método de fusión empleado y que están presentes en concentraciones que no afectan significativamente de manera negativa a propiedades importantes de la aleación, como las propiedades que se describen generalmente en el presente documento. Los elementos traza pueden incluir, por ejemplo, uno o más de titanio, circonio, niobio, tantalio, vanadio, aluminio y boro en cualquiera de las concentraciones descritas en el presente documento. En ciertas realizaciones no limitantes, los elementos traza pueden no estar presentes en las aleaciones de acuerdo con la presente divulgación. Como se conoce en la técnica, en la producción de aleaciones, los elementos traza normalmente pueden eliminarse en gran parte o en su totalidad mediante la selección de materiales de partida particulares y/o el uso de técnicas de procesamiento particulares. En diversas realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica de acuerdo con la presente divulgación puede comprender una concentración total de elementos traza en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 5,0; hasta 1,0; hasta 0,5; hasta 0,1; 0,1 a 5,0; 0,1 a 1,0; y 0,1 a 0,5.
En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende una concentración total de impurezas accidentales en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 5,0; hasta 1,0; hasta 0,5; hasta 0,1; 0,1 a 5,0; 0,1 a 1,0; y 0,1 a 0,5. Como se usa generalmente en este documento, el término "impurezas accidentales" se refiere a elementos presentes en la aleación en concentraciones menores. Dichos elementos pueden incluir uno o más de entre bismuto, calcio, cerio, lantano, plomo, oxígeno, fósforo, rutenio, plata, selenio, azufre, teluro, estaño y circonio. En diversas realizaciones no limitantes, las impurezas accidentales individuales en la composición de una aleación austenítica procesada de acuerdo con la presente divulgación no exceden los siguientes porcentajes de peso máximo: 0,0005 de bismuto; 0,1 de calcio; 0,1 de cerio; 0,1 de lantano; 0,001 de plomo; 0,01 de estaño, 0,01 de oxígeno; 0,5 de rutenio; 0,0005 de plata; 0,0005 de selenio; y 0,0005 de teluro. En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación, el porcentaje en peso combinado de cerio, lantano y calcio presentes en la aleación (si hubiera alguno presente) puede ser de hasta 0,1. En diversas realizaciones no limitantes, el porcentaje en peso combinado de cerio y/o lantano presente en la composición de una aleación austenítica puede ser de hasta 0,1. Otros elementos que pueden estar presentes como impurezas accidentales en la composición de aleaciones austeníticas procesadas como se describe en este documento serán evidentes para los expertos en la materia. En varias realizaciones no limitantes, la composición de una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación comprende una concentración total de elementos traza e impurezas accidentales en cualquiera de los siguientes intervalos de porcentaje en peso: hasta 10,0; hasta 5,0; hasta 1,0; hasta 0,5; hasta 0,1; 0,1 a 10,0; 0,1 a 5,0; 0,1 a 1,0; y 0,1 a 0,5.
En varias realizaciones no limitantes, una aleación austenítica procesada de acuerdo con un método de la presente divulgación puede ser no magnética. Esta característica puede facilitar el uso de la aleación en aplicaciones en las que las propiedades no magnéticas son importantes. Dichas aplicaciones incluyen, por ejemplo, ciertas aplicaciones de componentes de sartas de perforación de petróleo y gas. Ciertas realizaciones no limitantes de la aleación austenítica procesada como se describe en el presente documento pueden caracterizarse por un valor de permeabilidad magnética (|Jr) dentro de un intervalo particular. En varias realizaciones no limitantes, el valor de permeabilidad magnética de una aleación procesada de acuerdo con la presente divulgación puede ser inferior a 1,01, inferior a 1,005 y/o inferior a 1,001. En varias realizaciones, la aleación puede estar sustancialmente libre de ferrita.
En diversas realizaciones no limitantes, una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación puede caracterizarse por un número de equivalencia de resistencia a picaduras (NERP) dentro de un intervalo particular. Como se entiende, el NERP atribuye un valor relativo a la resistencia esperada de una aleación a la corrosión por picaduras en un entorno que contiene cloruro. Generalmente, se espera que las aleaciones que tienen un NERP más alto tengan una mejor resistencia a la corrosión que las aleaciones que tienen un NERP más bajo. Un cálculo de NERP en particular proporciona un valor de NERP16 utilizando la siguiente fórmula, en la que los porcentajes son porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación:
NERP16 = %Cr 3,3(%Mo) 16(%N) 1,65(%W)
En varias realizaciones no limitantes, una aleación procesada usando un método de acuerdo con la presente divulgación puede tener un valor NERP16 en cualquiera de los siguientes intervalos: hasta 60; hasta 58; superior a 30; superior a 40; superior a 45; superior a 48; 30 a 60; 30 a 58; 30 a 50; 40 a 60; 40 a 58; 40 a 50; y 48 a 51. Sin desear estar limitado a ninguna teoría en particular, se cree que un valor NERP16 superior puede indicar una mayor probabilidad de que la aleación muestre suficiente resistencia a la corrosión en entornos como, por ejemplo, en entornos altamente corrosivos, que pueden existir, por ejemplo, en equipos de procesamiento químico y el entorno del fondo del pozo al que se somete una sarta de perforación en aplicaciones de perforación de petróleo y gas. Los entornos agresivamente corrosivos pueden someter una aleación a, por ejemplo, compuestos alcalinos, soluciones de cloruro acidificadas, soluciones de sulfuro acidificadas, peróxidos y/o CO2, junto con temperaturas extremas.
En varias realizaciones no limitantes, una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación puede caracterizarse por un coeficiente de sensibilidad para evitar un valor de precipitaciones (CP) dentro de un intervalo particular. El concepto de valor de CP se describe, por ejemplo, en la Patente de EE.UU.
5.494.636, titulada "Acero inoxidable austenítico con altas propiedades". En general, el valor de CP es una indicación relativa de la cinética de precipitación de fases intermetálicas en una aleación. Un valor de CP se puede calcular usando la siguiente fórmula, en la que los porcentajes son porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación:
CP = 20(%Cr) 0,3(%Ni) 30(%Mo) 5(%W) 10(%Mn) 50(%C)] - 200(%N)
Sin desear estar ligado a ninguna teoría en particular, se cree que las aleaciones que tienen un valor de CP inferior a 710 exhibirán una estabilidad de austenita ventajosa que ayuda a minimizar la sensibilización a la ZAC (zona afectada por el calor) de las fases intermetálicas durante la soldadura. En varias realizaciones no limitantes, una aleación procesada como se describe en el presente documento puede tener un CP en cualquiera de los siguientes intervalos: hasta 800; hasta 750; menos de 750; hasta 710; menos de 710; hasta 680; y 660-750.
En diversas realizaciones no limitantes, una aleación austenítica de acuerdo con la presente divulgación puede caracterizarse por una temperatura crítica de picadura (TCP) y/o una temperatura crítica de corrosión por grietas (TCCG) dentro de intervalos particulares. En ciertas aplicaciones, los valores de TCP y TCCG pueden indicar con mayor precisión la resistencia a la corrosión de una aleación que el valor NERP de la aleación. La TCP y TCCG pueden medirse de acuerdo con la norma ASTM G48-11, titulada "Métodos de prueba estándar para la resistencia a la corrosión por picaduras y grietas de aceros inoxidables y aleaciones relacionadas mediante el uso de solución de cloruro férrico". En varias realizaciones no limitantes, la TCP de una aleación procesada de acuerdo con la presente divulgación puede ser de al menos 45 °C, o más preferiblemente es de al menos 50 °C, y la TCCG puede ser de al menos 25 °C, o más preferiblemente es de al menos 30 °C.
En varias realizaciones no limitantes, una aleación austenítica procesada por un método de acuerdo con la presente divulgación puede caracterizarse por un valor de resistencia al agrietamiento por tensión-corrosión (ACT) de cloruro dentro de un intervalo particular. El concepto de un valor de ACT se describe, por ejemplo, en A. J. Sedricks, Corrosion of Stainless Steels (J. Wiley and Sons 1979). En varias realizaciones no limitantes, el valor de ACT de una aleación de acuerdo con la presente divulgación se puede determinar para aplicaciones particulares de acuerdo con uno o más de los siguientes: la norma ASTM G30-97 (2009), titulada "Práctica estándar para la preparación y uso de muestras de prueba de tensión-corrosión por flexión en U"; la norma ASTM G36-94 (2006), titulada "Práctica estándar para evaluar la resistencia al agrietamiento por tensión-corrosión de metales y aleaciones en una solución de cloruro de magnesio en ebullición"; la norma ASTM G39-99 (2011), "Práctica estándar para la preparación y uso de muestras de prueba de tensión-corrosión con vigas dobladas"; la norma ASTM G49-85 (2011), "Práctica estándar para la preparación y uso de muestras de prueba de tensión-corrosión directa"; y la norma ASTm G123-00 (2011), "Método de prueba estándar para evaluar el agrietamiento por tensión-corrosión de aleaciones de acero inoxidable con diferente contenido de níquel en una solución de cloruro de sodio acidificada en ebullición". En varias realizaciones no limitantes, el valor de ACT de una aleación procesada de acuerdo con la presente divulgación es lo suficientemente alto como para indicar que la aleación puede resistir adecuadamente la solución de cloruro de sodio acidificada en ebullición durante 1000 horas sin experimentar un agrietamiento por tensión-corrosión inaceptable, de conformidad con la evaluación según la norma ASTM G123-00 (2011).
Se descubrió que las microestructuras de piezas de trabajo forjadas de composiciones de aleación descritas anteriormente pueden contener precipitados intermetálicos perjudiciales. Se cree que los precipitados intermetálicos probablemente sean precipitados de fase sigma, es decir, compuestos de (Fe,Ni)3(Cr,Mo)2. Los precipitados intermetálicos pueden afectar la resistencia a la corrosión de las aleaciones y afectar negativamente su idoneidad para el servicio en perforaciones de petróleo y gas y otros entornos agresivos. La FIG. 1 muestra un ejemplo de precipitados intermetálicos perjudiciales 12 en la microestructura 10 en el radio medio de una pieza radial forjada. La composición química de la aleación que se muestra en la FIG. 1 cae dentro de las composiciones de aleación enumeradas en este documento y consistía, en porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación, en: 26,0397 de hierro; 33,94 de níquel; 22,88 de cromo; 6,35 de molibdeno; 4,5 de manganeso; 3,35 de cobalto; 1,06 de wolframio; 1,15 de cobre; 0,01 de niobio; 0,26 de silicio; 0,04 de vanadio; 0,019 de carbono; 0,0386 de nitrógeno; 0,015 de fósforo; 0,0004 de azufre; e impurezas accidentales.
Si los precipitados intermetálicos están confinados a la superficie de una aleación, se puede triturar la superficie para eliminar la capa perjudicial que contiene los precipitados intermetálicos, con la reducción concomitante del rendimiento del producto y el aumento del coste del producto. En algunas composiciones de aleación, sin embargo, los precipitados intermetálicos perjudiciales pueden extenderse significativamente en o a lo largo de la sección transversal de una pieza de trabajo forjada radial, en cuyo caso la pieza de trabajo puede ser totalmente inadecuada en la condición forjada radial para aplicaciones que someten la aleación a, por ejemplo, condiciones altamente corrosivas. Una opción para eliminar los precipitados intermetálicos perjudiciales de la microestructura es tratar en solución la pieza de trabajo forjada radial antes de una operación de forjado radial a temperatura de enfriamiento. Esto, sin embargo, añade una etapa de procesamiento adicional y aumenta el coste y el tiempo de ciclo. Además, el tiempo que lleva enfriar la pieza de trabajo desde la temperatura de templado depende del diámetro de la pieza de trabajo, y debe ser lo suficientemente rápido para evitar la formación de precipitados intermetálicos perjudiciales.
Sin pretender estar limitado a ninguna teoría particular, se cree que los precipitados intermetálicos se forman principalmente porque la cinética de precipitación es suficientemente rápida para permitir que se produzca la precipitación durante el tiempo necesario para forjar la pieza de trabajo. La FIG. 2 es una curva de transformación isotérmica 20, también conocida como "diagrama TTT" o "curva TTT", que predice la cinética para una precipitación intermetálica en fase a (fase sigma) del 0,1 por ciento en peso en la aleación que tiene la composición descrita anteriormente para la FIG. 1. Se verá de la FIG. 2 que la precipitación intermetálica ocurre más rápidamente, es decir, en el menor tiempo, en el vértice 22 o "punta" de la curva "C" que comprende la curva de transformación isotérmica 20.
La FIG. 3 es un gráfico que muestra una combinación 30 de una temperatura calculada en el centro de la pieza de trabajo 32, la temperatura a mitad de radio calculada 34, la temperatura de la superficie calculada 36 y las temperaturas reales del forjado radial de piezas de trabajo experimentales de aleaciones austeníticas que tienen las composiciones químicas enumeradas en la Tabla 1. Estas composiciones caen dentro del alcance de las composiciones de aleación descritas anteriormente en la presente descripción detallada. Las piezas de trabajo tenían un diámetro de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) y las temperaturas reales se midieron utilizando pirómetros ópticos. La temperatura de la punta del diagrama tTt se representa como la línea 38. La Tabla 1 también muestra los valores de NERP16 para las composiciones de aleación enumeradas.
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Puede observarse de la FIG. 3 que la temperatura superficial real de las piezas de trabajo durante el forjado radial es cercana a la temperatura a la que la cinética de la precipitación intermetálica es más rápida, promoviendo así fuertemente la precipitación de los compuestos intermetálicos perjudiciales.
Utilizando el software de modelado termodinámico JMatPro, disponible en Sente Software Ltd., Surrey, Reino Unido, se determinaron las relaciones entre el contenido de elementos específicos en ciertas aleaciones descritas en el presente documento y (1) el tiempo hasta el vértice de la curva de transformación isotérmica y (2) la temperatura en el área del vértice de la curva de transformación isotérmica. Se determinó que el ajuste de los niveles de varios elementos en las aleaciones puede cambiar el tiempo hasta el vértice de la curva de transformación isotérmica y, por lo tanto, permitir que tenga lugar el procesamiento termomecánico sin la formación de precipitados intermetálicos perjudiciales. Los ejemplos del procesamiento termomecánico que se pueden aplicar incluyen, pero no se limitan a, forjado radial y forjado en prensa.
En consecuencia, un aspecto no limitante de la presente divulgación se dirige a una relación cuantitativa descubierta entre la composición química de un acero austenítico no magnético de alta resistencia y el tiempo máximo permitido para procesar la aleación a medida que se enfría entre un intervalo de temperatura específi
formación de precipitados intermetálicos perjudiciales dentro de la aleación. La FIG. 4 es una curva TTT 48, que muestra una temperatura de solvus sigma calculada 42, una temperatura de enfriamiento 44 y un tiempo de enfriamiento crítico 50, y también ilustra una relación 40 de acuerdo con la presente divulgación que define el tiempo máximo o tiempo de enfriamiento crítico 50 permisible para procesar la aleación a medida que se enfría dentro de un intervalo de temperatura específi
La relación 40 ilustrada en la FIG. 4 se puede describir usando tres ecuaciones. La Ecuación 1 define la temperatura de solvus sigma calculada, representada en la FIG. 4 por la línea 42.
Ecuación 1
Temperatura de solvus Sigma calculada (°F) = 1155,8 -[(760,4) ■ (% de níquel/% de hierro)] [(1409) ■ (% de cromo/% de hierro)] [(2391,6) ■ (% de molibdeno/% de hierro)] -[(288,9) ■ (% de manganeso/% de hierro)] -[(634,8) ■ (% de cobalto/% de hierro)] [(107,8) ■ (% de wolframio/% de hierro)].
Cuando los aceros austeníticos de acuerdo con la presente divulgación están a la temperatura de solvus sigma calculada de acuerdo con la Ecuación 1 o por encima de ella, no se han formado precipitados intermetálicos perjudiciales en las aleaciones.
En una realización no limitante, la pieza de trabajo se procesa termomecánicamente a una temperatura en un intervalo de temperatura de procesamiento termomecánico. El intervalo de temperatura es desde una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 de la aleación austenítica hasta una temperatura de enfriamiento 44 de la aleación austenítica. La Ecuación 2 se utiliza para calcular la temperatura de enfriamiento 44 en grados Fahrenheit en función de la composición química de la aleación de acero austenítico. En referencia a la FIG. 4, la temperatura de enfriamiento 44 calculada de acuerdo con la Ecuación 2 está destinada a predecir la temperatura del vértice 46 de la curva de transformación isotérmica 48 de la aleación.
Ecuación 2
Temperatura de enfriamiento (°F) = 1290,7 -[(604,2) ■ (% de níquel/% de hierro)] [(829,6) ■ (% de cromo/% de hierro)] [(1899,6) ■ (% de molibdeno/% de hierro)] -[(635,5) ■ (% de cobalto/% de hierro)] [(1251,3) ■ (% de wolframio/% de hierro)].
La Ecuación 3 es una ecuación que predice el tiempo en logio minutos en el que se produce el vértice 46 de la curva de transformación isotérmica 48 para la aleación particular.
Ecuación 3
Tiempo de enfriamiento crítico (logio en minutos) = 2,948 [(3,631) ■ (% de níquel/% de hierro)] -[(4,846) ■ (% de cromo/% de hierro)] -[(11,157) ■ (% de molibdeno/% de hierro)] [(3,457) ■ (% de cobalto/% de hierro)] -[(6,74) ■ (% de wolframio/% de hierro)].
En referencia a la FIG. 4, el momento en el que se produce el vértice 46 de la curva de transformación isotérmica 48 está representado por la flecha 50. El tiempo calculado por la Ecuación 3 y representado por la flecha 50 en la FIG.
4 en el presente documento se denomina "tiempo de enfriamiento crítico". Si el tiempo durante el cual la aleación se enfría en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 hasta la temperatura de enfriamiento 44 es superior al tiempo de enfriamiento crítico 50, se pueden formar precipitados intermetálicos perjudiciales. Los precipitados intermetálicos pueden hacer que la aleación o el producto sean inadecuados para su uso previsto debido a las celdas de corrosión galvánica establecidas entre los precipitados intermetálicos y la aleación base. De manera más general, para evitar la formación de precipitados intermetálicos perjudiciales, el tiempo para procesar termomecánicamente la aleación en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 hasta la temperatura de enfriamiento 44 no debe ser superior al tiempo de enfriamiento crítico 50. En una realización no limitante, se permite que la pieza de trabajo se enfríe desde una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 hasta la temperatura de enfriamiento 44 en un tiempo no superior al tiempo de enfriamiento crítico 50. Se reconocerá que la pieza de trabajo se puede dejar enfriar durante el procesamiento termomecánico de la pieza de trabajo. Por ejemplo, y sin ser limitante, una pieza de trabajo puede calentarse a una temperatura en un intervalo de temperatura de procesamiento termomecánico y posteriormente procesarse termomecánicamente usando un proceso de forjado. Como la pieza de trabajo se procesa termomecánicamente, la pieza de trabajo puede enfriarse hasta cierto punto. En una realización no limitante, permitir que la pieza de trabajo se enfríe comprende el enfriamiento natural que puede ocurrir durante el procesamiento termomecánico. Según un aspecto de la presente divulgación, solo se requiere que el tiempo que la pieza de trabajo pasa en un intervalo de temperatura de enfriamiento que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 hasta la temperatura de enfriamiento 44, no sea superior al tiempo de enfriamiento crítico 50.
De acuerdo con ciertas realizaciones no limitantes, un tiempo de enfriamiento crítico que es práctico para forjar, forjado radial u otro procesamiento termomecánico de una pieza de trabajo de aleación austenítica de acuerdo con la presente divulgación está dentro de un intervalo de 10 minutos a 30 minutos. Algunas otras realizaciones no limitantes incluyen un tiempo de enfriamiento crítico superior a 10 minutos o superior a 30 minutos. Se reconocerá que de acuerdo con los métodos de la presente divulgación, el tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la Ecuación 3 basado en la composición química de la aleación es el tiempo máximo permitido para procesar termomecánicamente y/o enfriar en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura inferior a la temperatura de solvus sigma calculada (calculada por la Ecuación 1 anterior) hasta la temperatura de enfriamiento (calculada por la Ecuación 2 anterior).
La temperatura de solvus sigma calculada por la Ecuación 1 y la temperatura de enfriamiento calculada por la Ecuación 2 definen los puntos finales del intervalo de temperatura sobre el cual es importante el requisito de tiempo de enfriamiento, o, como se menciona en el presente documento, el tiempo de enfriamiento crítico. El tiempo durante el cual la aleación se trabaja en caliente a la temperatura de solvus sigma calculada o por encima de ella calculada de acuerdo con la Ecuación 1 no es importante para el presente método porque los elementos que forman los precipitados intermetálicos perjudiciales en el presente documento mencionados permanecen en solución cuando la aleación está en o por encima de la temperatura de solvus sigma calculada. En cambio, para prevenir la precipitación intermetálica en fase a perjudicial solo es importante el tiempo durante el cual la pieza de trabajo está dentro del intervalo de temperaturas que abarcan una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada (calculada usando la Ecuación 1) hasta la temperatura de enfriamiento (calculada usando la Ecuación 2), que en el presente documento se denomina intervalo de temperatura de enfriamiento. Para evitar la formación de partículas intermetálicas de fase a perjudiciales, el tiempo real que pasa la pieza de trabajo en el intervalo de temperatura de enfriamiento calculado no debe ser superior al tiempo de enfriamiento crítico calculado en la Ecuación 3.
Además, el tiempo durante el cual la pieza de trabajo está a una temperatura por debajo de la temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 no es importante para el presente método porque por debajo de la temperatura de enfriamiento, las velocidades de difusión de los elementos que comprenden los precipitados intermetálicos perjudiciales son lo suficientemente bajas como para inhibir una formación sustancial de los precipitados. El tiempo total que lleva trabajar la aleación a una temperatura inferior a la temperatura de solvus sigma calculada de acuerdo con la Ecuación 1 y posteriormente enfriar la aleación a la temperatura de enfriamiento de acuerdo con la Ecuación 2, es decir, el tiempo durante el cual la aleación está en el intervalo de temperatura delimitado por (i) una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada y (ii) la temperatura de enfriamiento, no debe ser superior al tiempo de enfriamiento crítico de acuerdo con la Ecuación 3.
La Tabla 2 muestra las temperaturas de solvus sigma calculadas usando la Ecuación 1, las temperaturas de enfriamiento calculadas a partir de la Ecuación 2 y los tiempos de enfriamiento críticos calculados a partir de la Ecuación 3 para las tres aleaciones que tienen las composiciones en la Tabla 1.
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De acuerdo con un aspecto no limitante de la presente divulgación, trabajar termomecánicamente una pieza de trabajo de acuerdo con los métodos de la presente divulgación comprende forjar la pieza de trabajo. Para el proceso termomecánico de forjado, la temperatura de trabajo termomecánica y el intervalo de temperatura de trabajo termomecánico de acuerdo con la presente divulgación pueden denominarse temperatura de forjado e intervalo de temperatura de forjado, respectivamente.
Según otro aspecto concreto de la presente divulgación, trabajar termomecánicamente una pieza de trabajo según los métodos de la presente divulgación puede comprender forjar radialmente la pieza de trabajo. Para el proceso termomecánico de forjado radial, el intervalo de temperatura de procesamiento termomecánico de acuerdo con la presente divulgación puede denominarse intervalo de temperatura de forjado radial.
En una realización no limitante de un método de acuerdo con la presente divulgación, la etapa de trabajar o procesar termomecánicamente la pieza de trabajo comprende o consiste en forjar la aleación. El forjado puede incluir, entre otros, cualquiera de los siguientes tipos de forjado: forjado con rodillo, estampado, dentado, forjado con troquel abierto, forjado con troquel cerrado, forjado isotérmico, forjado con troquel de impresión, forjado en prensa, forjado en caliente automático, forjado radial y forjado por recalcado. En una realización específica, el conformado comprende o consiste en un forjado radial.
Según un aspecto no limitante de la presente divulgación, una pieza de trabajo puede templarse después de las etapas de trabajo termomecánico y enfriamiento de acuerdo con la presente divulgación. El templado comprende calentar la pieza de trabajo a una temperatura que sea igual o superior a la temperatura de solvus sigma calculada de acuerdo con la Ecuación 1, y mantener la pieza de trabajo a la temperatura durante un período de tiempo. A continuación, se enfría la pieza de trabajo templada. El enfriamiento de la pieza de trabajo templada en el intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada (calculada de acuerdo con la Ecuación 1) y la temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 debe completarse dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la Ecuación 3 para prevenir la precipitación de la fase intermetálica perjudicial. En una realización no limitante, la aleación se templa a una temperatura en un intervalo de 1038 °C a 1260 °C (1900 °F a 2300 °F) y la aleación se mantiene a la temperatura de templado durante 10 minutos a 1500 minutos.
Se reconocerá que los métodos de procesamiento de una pieza de trabajo de aleación austenítica para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos de acuerdo con la presente divulgación se aplican a todas y cada una de las aleaciones que tienen composiciones químicas descritas en la presente divulgación.
La FIG. 5 es un diagrama esquemático de un proceso 60 que es una realización no limitante de un método de acuerdo con la presente divulgación. El proceso 60 se puede usar para fabricar formas de productos de acero no magnéticos de alta resistencia que tienen diámetros útiles para aplicaciones de perforación de exploración y producción en la industria del petróleo y el gas. El material se funde en un lingote de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro (62) usando una combinación de descarburación con oxígeno y argón y refundición por electroescoria (AOD/ESR). La AOD y la ESR son técnicas conocidas por los expertos en la materia y, por lo tanto, no se describen con más detalle en este documento. El lingote de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro se forja radialmente a 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro (64), se recalienta y se forja radialmente a aproximadamente 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro (66). A continuación, se deja enfriar el lingote de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro (no se muestra en la FIG. 5). La etapa final del proceso 60 es una operación de forja radial a baja temperatura que reduce el diámetro a aproximadamente 18,42 cm (7,25 pulgadas) de diámetro (68). La varilla de 18,42 cm (7,25 pulgadas) de diámetro puede ser de corte múltiple (70) para pulir, probar y/o su procesamiento posterior.
En el esquema que se muestra en la FIG. 5, las etapas que pertenecen al método de la presente divulgación son la etapa de forjar radialmente la pieza de trabajo desde aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro (64) hasta aproximadamente 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro (66), y la etapa siguiente o concurrente durante la cual la pieza radial forjada se enfría (no se muestra en la FIG. 5). En referencia a la FIG. 4, todas las regiones (es decir, toda la sección transversal de la pieza de trabajo) de la pieza de trabajo forjada radial de aproximadamente 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro deben enfriarse desde una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada 42 hasta la temperatura de enfriamiento 44 en un tiempo no superior al tiempo de enfriamiento crítico calculado 50. Se reconocerá que en ciertas realizaciones no limitantes de acuerdo con la presente divulgación, todo o parte del enfriamiento a la temperatura de enfriamiento 44 puede ocurrir mientras la pieza de trabajo se trabaja o forja termomecánicamente de forma simultánea, y no es necesario que el enfriamiento de la pieza de trabajo ocurra completamente como una etapa separado de la etapa de trabajo termomecánico o de forjado.
Durante una operación de forjado radial directo, el enfriamiento más rápido ocurre en la superficie de la pieza de trabajo, y la región de la superficie puede terminar siendo procesada a la temperatura de enfriamiento 44 o por debajo de ella como se ha descrito previamente. Para evitar la precipitación del precipitado intermetálico perjudicial, el tiempo de enfriamiento de la región de la superficie debe ajustarse a la restricción del tiempo de enfriamiento crítico 50 calculado a partir de la composición de la aleación usando la Ecuación 3.
En una realización no limitante, es posible acortar la ventana de enfriamiento disponible añadiendo una etapa de proceso adicional destinada a eliminar el precipitado intermetálico de la pieza de trabajo recién forjada. La etapa adicional del proceso puede ser un tratamiento térmico adaptado para disolver el precipitado intermetálico en la pieza de trabajo forjada a temperaturas superiores a la temperatura de solvus sigma calculada 42. Sin embargo, cualquier tiempo necesario para enfriar la superficie, la mitad del radio y el centro de la pieza de trabajo después del tratamiento térmico debe estar dentro del tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la Ecuación 3. La velocidad de enfriamiento después de la etapa del proceso de tratamiento térmico adicional depende parcialmente del diámetro de la pieza de trabajo, con el centro de la pieza de trabajo enfriándose a la velocidad más lenta. Cuanto mayor sea el diámetro de la pieza de trabajo, más lenta será la velocidad de enfriamiento del centro de la pieza de trabajo. En cualquier caso, el enfriamiento entre una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada y la temperatura de enfriamiento calculada no debe ser superior al tiempo de enfriamiento crítico de la Ecuación 3.
Una observación inesperada durante el desarrollo de la presente invención fue que el nitrógeno tuvo una influencia significativa sobre el tiempo disponible para el procesamiento, ya que el nitrógeno suprimió la precipitación de los intermetálicos perjudiciales y por tanto permitió tiempos de enfriamiento críticos más largos sin formación de los intermetálicos perjudiciales. El nitrógeno, sin embargo, no se incluye en las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación porque en una realización no limitante, el nitrógeno se añade a las aleaciones austeníticas procesadas de acuerdo con los métodos presentes en el límite de solubilidad del elemento, que será relativamente constante a lo largo del espectro de composiciones químicas para las aleaciones austeníticas descritas en este documento.
Después de trabajar termomecánicamente una aleación austenítica y enfriar según los métodos del presente documento y las limitaciones de las Ecuaciones 1-3, la aleación procesada puede fabricarse o incluirse en varios artículos de fabricación. Los artículos de fabricación pueden incluir, entre otros, piezas y componentes para su uso en las industrias química, petroquímica, minera, petrolífera, gas, productos de papel, procesamiento de alimentos, farmacéutica y/o de servicios de agua. Los ejemplos no limitantes de artículos de fabricación específicos que pueden incluir aleaciones procesadas por métodos de acuerdo con la presente divulgación incluyen: una tubería; una hoja; un plato; una barra; una varilla; una forja; un tanque; un componente de tubería; tuberías, condensadores e intercambiadores de calor para su uso con productos químicos, gas, petróleo crudo, agua de mar, agua de servicio y/o fluidos corrosivos (por ejemplo, compuestos alcalinos, soluciones de cloruro acidificadas, soluciones de sulfuro acidificadas y/o peróxidos); lavadoras de filtros, cubas y rodillos de prensa en plantas de blanqueo de pulpa; sistemas de tuberías de agua de servicio para centrales nucleares y entornos de depuradores de gases de combustión de centrales eléctricas; componentes para sistemas de proceso para plataformas de petróleo y gas en alta mar; componentes de pozos de gas, incluidos tubos, válvulas, colgadores, tetinas de aterrizaje, juntas de herramientas y empacadoras; componentes de motores de turbina; componentes y bombas de desalinización; columnas y empacadoras de destilación de aceite de resina; artículos para el medio marino como, por ejemplo, cajas de transformadores; válvulas; ejes; bridas; reactores; colectores; separadores; intercambiadores; bombas; compresores; fijaciones; conectores flexibles; fuelles; revestimientos de chimeneas; conductos de humo; y ciertos componentes de las barras de perforación como, por ejemplo, estabilizadores, componentes de perforación orientable rotativa, collares de perforación, estabilizadores integrales de hojas, mandriles estabilizadores, tubulares de perforación y medición, carcasas de medición mientras se perfora, carcasas de registro mientras se perfora, collares de perforación no magnéticos, tubos de perforación no magnéticos, estabilizadores integrales de hojas no magnéticos, collares de flexión no magnéticos y tubos de perforación de servicio de compresión.
En relación con los métodos de acuerdo con la presente divulgación, las aleaciones austeníticas que tienen las composiciones descritas en la presente divulgación pueden proporcionarse mediante cualquier técnica convencional adecuada conocida en la técnica para producir aleaciones. Dichas técnicas incluyen, por ejemplo, prácticas de fusión y prácticas de metalurgia en polvo. Los ejemplos no limitantes de prácticas de fusión convencionales incluyen, sin limitación, prácticas que utilizan técnicas de fusión consumibles (por ejemplo, refundición por arco al vacío (RAV) y ESR, técnicas de fusión no consumibles (por ejemplo, fusión de solera fría con plasma y fusión de solera fría con haz de electrones), y una combinación de dos o más de estas técnicas. Como se conoce en la técnica, ciertas prácticas de metalurgia en polvo para preparar una aleación generalmente implican producir polvos de aleación mediante las siguientes etapas: AOD, descarburación con oxígeno al vacío (DOV) o fusión por inducción al vacío (FIV) para proporcionar una masa fundida que tenga la composición deseada; atomizar la masa fundida usando técnicas de atomización convencionales para proporcionar un polvo de aleación; y prensar y sinterizar todo o una parte del polvo de aleación. En una técnica de atomización convencional, una corriente de la masa fundida se pone en contacto con la cuchilla giratoria de un atomizador, que rompe la corriente en pequeñas gotas. Las gotitas pueden solidificarse rápidamente en una atmósfera de vacío o gas inerte, proporcionando pequeñas partículas sólidas de aleación.
Después de trabajar y enfriar termomecánicamente una pieza de trabajo de acuerdo con las limitaciones de las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación, las aleaciones austeníticas descritas en este documento pueden tener una resistencia a la corrosión y/o propiedades mecánicas mejoradas en relación con las aleaciones convencionales. Después de trabajar y enfriar termomecánicamente una pieza de trabajo de acuerdo con las limitaciones de las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación, las realizaciones no limitantes de las aleaciones descritas en este documento pueden tener resistencia a la tracción, límite elástico, porcentaje de alargamiento y/o dureza superiores, comparables a, o mejores que la aleación DATALLOY 2® (UNS sin asignar) y/o la aleación AL-6XN® (UNS N08367), que están disponibles en Allegheny Technologies Incorporated, Pittsburgh, Pennsylvania, USA. También, después del procesamiento termomecánico y permitir que la pieza de trabajo se enfríe de acuerdo con las limitaciones de las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación, las aleaciones descritas en este documento pueden tener valores de NERP, CP, TCP, TCCG y/o ACT comparables o mejores que la aleación DATALLOY 2®y/o la aleación AL-6XN®. Además, después del procesamiento termomecánico y permitir que la pieza de trabajo se enfríe de acuerdo con las limitaciones de las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación, las aleaciones descritas en este documento pueden tener resistencia a la fatiga, estabilidad microestructural, tenacidad, resistencia al agrietamiento térmico, corrosión por picadura, corrosión galvánica, ACT, maquinabilidad y/o resistencia al desgaste mejoradas en relación con la aleación DATALLOY 2® y/o la aleación AL-6XN®. La aleación DATALLOY 2® es un acero inoxidable de Cr-Mn-N que tiene la siguiente composición nominal, en porcentajes en peso: 0,03 de carbono; 0,30 de silicio; 15,1 de manganeso; 15,3 de cromo; 2,1 de molibdeno; 2,3 de níquel; 0,4 de nitrógeno; el resto de hierro e impurezas. La aleación AL-6XN® es un acero inoxidable superaustenítico que tiene la siguiente composición típica, en porcentajes en peso: 0,02 de carbono; 0,40 de manganeso; 0,020 de fósforo; 0,001 de azufre; 20,5 de cromo; 24,0 de níquel; 6,2 de molibdeno; 0,22 de nitrógeno; 0,2 de cobre; el resto de hierro e impurezas.
En ciertas realizaciones no limitantes, después de trabajar termomecánicamente y enfriar una pieza de trabajo de acuerdo con las limitaciones de las Ecuaciones 1-3 de la presente divulgación, las aleaciones descritas en este documento pueden exhibir, a temperatura ambiente, una resistencia máxima a la tracción de al menos 758,5 MPa (110 ksi), un límite elástico de al menos 344,8 MPa (50 ksi) y/o un porcentaje de alargamiento de al menos el 15 %. En varias otras realizaciones no limitantes, después de conformar, forjar o forjar radialmente y enfriar de acuerdo con la presente divulgación, las aleaciones descritas en este documento pueden exhibir, en un estado templado y a temperatura ambiente, una resistencia máxima a la tracción en el intervalo de 620,6 MPa a 1034,3 MPa (90 ksi a 150 ksi), un límite elástico en el intervalo de 344,8 MPa a 827,4 MPa (50 ksi a 120 ksi) y/o un porcentaje de alargamiento en el intervalo del 20 % al 65 %.
Los ejemplos que siguen están destinados a describir adicionalmente ciertas realizaciones no limitantes, sin restringir el alcance de la presente divulgación. Los expertos en la materia apreciarán que son posibles variaciones de los siguientes ejemplos dentro del alcance de la invención, que se define únicamente por las reivindicaciones.
Ejemplo 1
La FIG. 6 muestra un ejemplo de un diagrama TTT 80 para una aleación que tiene un tiempo de enfriamiento crítico permisible relativamente corto según se calcula usando la Ecuación 3 de la presente divulgación. La composición química de la aleación que es objeto de la FIG. 6 incluye, en porcentajes en peso: 26,04 de hierro; 33,94 de níquel; 22,88 de cromo; 6,35 de molibdeno; 4,5 de manganeso; 3,35 de cobalto; 1,06 de wolframio; 1,15 de cobre; 0,01 de niobio; 0,26 de silicio; 0,04 de vanadio; 0,019 de carbono; 0,386 de nitrógeno; 0,015 de fósforo; y 0,0004 de azufre. Para esta composición de aleación, la temperatura de solvus sigma calculada 82 de acuerdo con la Ecuación 1 de la presente divulgación es de aproximadamente 1015 °C (1859 °F); la temperatura de enfriamiento 84 calculada de acuerdo con la Ecuación 2 de la presente divulgación es de aproximadamente 907,2 °C (1665 °F); y el tiempo crítico de enfriamiento 86 calculado de acuerdo con la Ecuación 3 de la presente divulgación es de aproximadamente 7,5 minutos. De acuerdo con la presente divulgación, para evitar la precipitación de la fase intermetálica perjudicial, la pieza de trabajo debe procesarse termomecánicamente y dejarse enfriar cuando esté dentro del intervalo de temperatura justo por debajo de 1015 °C (1859 °F) (es decir, la temperatura de solvus sigma calculada por la Ecuación 1) hasta 907,2 °C (1665 °F) (es decir, la temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2) durante no más de 7,5 minutos (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la Ecuación 3).
La FIG. 7 muestra microestructuras del centro de una pieza de trabajo forjada de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro que tiene la composición de Heat 48FJ como se desvela en la Tabla 1. La pieza de trabajo de 22,9 cm (9 pulgadas) se fabricó como sigue. Un lingote de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro refundido con electroescoria (ESR) se homogeneizó a 1218,3 °C (2225 °F), se recalentó a 1176,7 °C (2150 °F), se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) y se enfrió al aire. La pieza de trabajo de 35,6 cm (14 pulgadas) se recalentó a 1204,4 °C (2200 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua. El tiempo de enfriamiento real relevante, es decir, el tiempo para forjar y posteriormente enfriar dentro del intervalo de temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada de 1015 °C (1859 °F) calculada por la Ecuación 1 hasta la temperatura de enfriamiento de 907,2 °C (1665 °F) calculada por la Ecuación 2, fue superior al tiempo de enfriamiento crítico de 7,5 minutos calculado por la Ecuación 3 permitido para evitar la precipitación intermetálica de la fase sigma. Como se predice a partir de las Ecuaciones 1-3, la micrografía de la FIG. 7 muestra que la microestructura de la pieza de trabajo de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro forjada contenía precipitados intermetálicos perjudiciales, muy probablemente sigma, en los límites de grano.
Ejemplo 2
La FIG. 8 muestra un ejemplo de un diagrama TTT 90 para una aleación que tiene un tiempo de enfriamiento crítico más largo calculado usando la Ecuación 3 que la aleación de la FIG. 6. La composición química de la aleación de la FIG. 8 comprende, en porcentajes en peso: 39,78 de hierro; 25,43 de níquel; 20,91 de cromo; 4,78 de molibdeno; 4,47 de manganeso; 2,06 de cobalto; 0,64 de wolframio; 1,27 de cobre; 0,01 de niobio; 0,24 de silicio; 0,04 de vanadio; 0,0070 de carbono; 0,37 de nitrógeno; 0,015 de fósforo; y 0,0004 de azufre. La temperatura de solvus sigma calculada 92 para la aleación calculada de acuerdo con la Ecuación 1 es de aproximadamente 890 °C (1634 °F); la temperatura de enfriamiento 94 calculada de acuerdo con la Ecuación 2 es de aproximadamente 846,7 °C (1556 °F); y el tiempo de enfriamiento crítico 96 calculado según la divulgación de la Ecuación 3 es de aproximadamente 28,3 minutos. Según el método de la presente divulgación, para evitar la precipitación de la fase intermetálica perjudicial dentro de la aleación, la aleación debe conformarse y enfriarse cuando se encuentre en el intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada (890 °C (1634 °F)) hasta la temperatura de enfriamiento calculada (846,7 °C (1556 °F)) durante un tiempo no superior al tiempo de enfriamiento crítico calculado (28,3 minutos).
La FIG. 9 muestra la microestructura del radio medio de una pieza de trabajo de aleación de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro recién forjada. La pieza de trabajo se hizo de la siguiente manera. Un lingote de ESR de aproximadamente 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro de la aleación se homogeneizó a 1218,3 °C (2225 °F), se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro y se enfrió al aire. La pieza de trabajo enfriada se recalentó a 1204,4 °C (2200 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua. El tiempo de enfriamiento real relevante, es decir, el tiempo de forjado y enfriamiento en el intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada de acuerdo con la Ecuación 1 (890 °C (1634 °F)) hasta la temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 (846,7 °C (1556 °F)), fue inferior al tiempo de enfriamiento crítico calculado de acuerdo con la Ecuación 3 (28,3 minutos) permitido para evitar la precipitación intermetálica de la fase sigma. Como se predice a partir de las Ecuaciones 1-3, la micrografía de la FIG. 9 muestra que la microestructura de la pieza de trabajo de 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro recién forjada no contenía precipitados de fase sigma intermetálicos perjudiciales en los límites de grano. Las áreas oscurecidas en los límites de grano se atribuyen a artefactos de grabado metalográfico y no representan precipitados en los límites de grano.
Ejemplo 3
Se proporcionaron muestras de la aleación austenítica no magnética de número térmico Heat 49FJ (ver Tabla 1). La aleación tenía una temperatura de solvus sigma calculada de acuerdo con la Ecuación 1 de 890 °C (1694 °F). La temperatura de enfriamiento de la aleación calculada de acuerdo con la Ecuación 2 fue de 871,1 °C (1600 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C del diagrama TTT (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico) calculado de acuerdo con la Ecuación 3 fue de 15,6 minutos. Las muestras de aleación se templaron a 1065,6 °C (1950 °F) durante 0,5 horas. Las muestras templadas se colocaron en un horno de gradiente con la pared posterior del horno a aproximadamente 871,1 °C (1600 °F), la pared frontal del horno a aproximadamente 537,8 °C (1000 °F) y un gradiente de temperaturas intermedias dentro del horno entre la pared delantera y trasera. El gradiente de temperatura en el horno se refleja en el gráfico representado en la FIG. 10. Las muestras se colocaron en lugares dentro del horno para que estuvieran sometidas a temperaturas de 582,2 °C (1080 °F), 648,9 °C (1200 °F), 704,4 °C (1300 °F), 760 °C (1400 °F) F), 815,6 °C (1500 °F) u 843,3 °C (1550 °F), y se calentaron durante 12 minutos, 50 minutos, 10 horas o 20 horas. La microestructura de cada muestra se evaluó a la temperatura de calentamiento particular aplicada a la muestra.
La FIG. 11 es un diagrama TTT con los gradientes de temperatura de calentamiento (líneas horizontales) y los tiempos de enfriamiento reales (líneas verticales) que se utilizaron en estos experimentos. La FIG. 12 superpone microestructuras de muestras mantenidas durante 12 minutos a varias temperaturas en el diagrama TTT. La FIG. 13 superpone microestructuras de muestras mantenidas a 582,2 °C (1080 °F) durante varios momentos en el diagrama TTT. En general, los resultados confirman la precisión de los diagramas TTT en que la precipitación de la fase intermetálica en el presente documento tratada ocurrió aproximadamente a las temperaturas y tiempos definidos por el diagrama TTT.
Ejemplo 4
Se proporcionó un lingote de ESR de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro que tenía la química de Heat 48FJ. La aleación tenía una temperatura de solvus sigma calculada usando la Ecuación 1 de 1010,6 °C (1851 °F). La temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 era de 903,9 °C (1659 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C (el diagrama TTT (el tiempo de enfriamiento crítico) calculado de acuerdo con la Ecuación 3 era de 8,0 minutos. El lingote de ESR se homogeneizó a 1218,3 °C (2225 °F), se recalentó a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta aproximadamente una pieza de trabajo de 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro y posteriormente se enfrió con aire. La pieza de trabajo enfriada de 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro se recalentó a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua. Las mediciones ópticas de temperatura durante la operación de forjado radial indicaron que la temperatura en la superficie era de aproximadamente 970 °C (1778 °F), y cuando la pieza de trabajo forjada radial se introdujo en el tanque de enfriamiento con agua, la temperatura de la superficie era de aproximadamente 970 °C (1778 °F). La pieza de trabajo forjada radialmente y enfriada con agua se templó a 1176,7 °C (2150 °F) y posteriormente se enfrió con agua.
La FIG. 14A muestra la microestructura en la superficie de la pieza forjada radial templada. La FIG. 14B muestra la microestructura en el centro de la pieza forjada radial templada. La etapa de templado a 1176,7 °C (2150 °F) disuelve la fase sigma que se formó durante la operación de forjado radial. Sin embargo, el tiempo de enfriamiento crítico calculado de 8,0 minutos es insuficiente para evitar la formación de la fase sigma en el centro del lingote cuando el lingote se enfría desde una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada de 1010,6 °C (1851 °F) hasta la temperatura de enfriamiento calculada de 903,9 °C (1659 °F) durante la operación de enfriamiento con agua. La microfotografía de la FIG. 14A muestra que la superficie se enfrió lo suficientemente rápido para evitar la precipitación de la fase sigma, pero la micrografía de la FIG. 14B muestra que el enfriamiento en el centro del lingote ocurrió lo suficientemente lento como para permitir la precipitación de la fase sigma. El centro del lingote se enfrió desde la temperatura de solvus sigma calculada por la Ecuación 1 hasta la temperatura de enfriamiento calculada por la Ecuación 2 en un período de tiempo superior al tiempo de enfriamiento crítico calculado por la Ecuación 3.
Ejemplo 5
Se proporcionó un lingote de ESR de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro que tenía la química de Heat 45FJ. La aleación tenía una temperatura de solvus sigma calculada usando la Ecuación 1 de 884,4 °C (1624 °F). La temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 era de 849,4 °C (1561 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C del diagrama TTT (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico) era de 30,4 minutos. El lingote de ESR se homogeneizó a 1218,3 °C (2225 °F), se calentó a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro y posteriormente se enfrió con aire. La pieza de trabajo se recalentó a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta aproximadamente una pieza de trabajo de 25,4 cm (10 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua. Las mediciones ópticas de temperatura durante la operación de forjado radial indicaban que la temperatura de la superficie de la pieza de trabajo era de aproximadamente 1030 °C (1886 °F), y cuando la pieza de trabajo forjada radial se introducía en el tanque de enfriamiento por agua, la temperatura de la superficie era de aproximadamente 976,7 °C (1790 °F).
La FIG. 15A muestra la microestructura en la superficie de la pieza radial forjada y enfriada con agua. La FIG. 15B muestra la microestructura en el centro de la pieza radial forjada y enfriada con agua. Las microestructuras mostradas en ambas FIG. 15A y FIG. 15B carecen de precipitación sigma. Esto confirma que el tiempo real para enfriar desde una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada de 884,4 °C (1624 °F) hasta la temperatura de enfriamiento calculada de 849,4 °C (1561 °F) fue suficientemente rápido (es decir, fue inferior a 30,4 minutos) para evitar la precipitación de la fase sigma tanto en la superficie como en el centro de la pieza radial forjada y enfriada con agua.
Ejemplo 6
Se proporcionó un lingote de ESR de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro que tenía la química de Heat 48FJ. La aleación Heat 48FJ tenía una temperatura de solvus sigma calculada usando la Ecuación 1 de 1010,6 °C (1851 °F). La temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 era de 903,3 °C (1659 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C del diagrama TTT (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico) calculado de acuerdo con la Ecuación 3 era de 8,0 minutos. Se proporcionó un segundo lingote ESR de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro, que tenía la química de Heat 49FJ. La aleación Heat 49FJ tenía una temperatura de solvus sigma calculada usando la Ecuación 1 de 923,3 °C (1694 °F). La temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 era de 871,1 °C (1600 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C del diagrama TTT (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico) calculado de acuerdo con la Ecuación 3 era de 15,6 minutos.
Ambos lingotes se homogeneizaron a 1218,3 °C (2225 °F). Los lingotes homogeneizados se recalentaron a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajaron en caliente en una forja radial hasta piezas de trabajo de aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento por aire. Ambas piezas de trabajo enfriadas se recalentaron a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajaron en caliente en una forja radial hasta piezas de trabajo de aproximadamente 25,4 cm (10 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua.
Las mediciones ópticas de temperatura durante la operación de forjado radial del lingote Heat 48FJ indicaban que la temperatura en la superficie era de aproximadamente 1025 °C (1877 °F), y al introducirse al tanque de enfriamiento por agua, la temperatura de la superficie era de aproximadamente 970 °C (1778 °F). La FIG. 16A muestra la microestructura central de la aleación, que incluía precipitados de fase sigma en el límite del grano.
Las mediciones ópticas de temperatura durante la operación de forjado radial del lingote Heat 49FJ indicaban que la temperatura en la superficie era de aproximadamente 1008,9 °C (1848 °F), y al introducirse en el tanque de enfriamiento por agua, la temperatura de la superficie era de aproximadamente 958,3 °C (1757 °F). La FIG. 16B muestra la microestructura central de la aleación, que carece de precipitados de fase sigma. Regiones oscuras en los límites de grano en la micrografía de la FIG. 16B se atribuyen a artefactos de grabado metalográfico.
Estos resultados demuestran que incluso cuando se procesa en condiciones esencialmente idénticas, la pieza de trabajo con el tiempo de enfriamiento crítico más corto calculado por la Ecuación 3 (Heat 48FJ) desarrolló una fase sigma en su centro, mientras que la pieza de trabajo con el tiempo de enfriamiento crítico más largo (Heat 49FJ) como se calcula por la Ecuación 3 no desarrolló precipitados de fase sigma en su centro.
Ejemplo 7
Se proporcionó un lingote ESR de 50,8 cm (20 pulgadas) de diámetro que tenía la química de Heat 49FJ. La aleación Heat 49FJ tenía una temperatura de solvus sigma calculada usando la Ecuación 1 de 923,3 °C (1694 °F). La temperatura de enfriamiento calculada de acuerdo con la Ecuación 2 era de 871,1 °C (1600 °F). El tiempo hasta la punta de la curva C del diagrama TTT (es decir, el tiempo de enfriamiento crítico) calculado de acuerdo con la Ecuación 3 era de 15,6 minutos. El lingote se homogeneizó a 1218,3 °C (2225 °F), se recalentó a 1218,3 °C (2225 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 35,6 cm (14 pulgadas) de diámetro y posteriormente se enfrió con aire. La pieza de trabajo enfriada por aire se recalentó a 1176,7 °C (2150 °F) y se trabajó en caliente en una forja radial hasta una pieza de trabajo de aproximadamente 22,9 cm (9 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento con agua. Las mediciones ópticas de temperatura durante la operación de forjado radial indicaban que la temperatura en la superficie era de aproximadamente 982,2 °C (1800 °F), y cuando la pieza de trabajo forjada radial se introdujo en el tanque de enfriamiento con agua, la temperatura de la superficie era de aproximadamente 926,7 °C (1700 °F). La pieza de trabajo forjada y enfriada con agua se calentó posteriormente a 551,7 °C (1025 °F) y se trabajó en caliente en una pieza de trabajo forjada radialmente a aproximadamente 18,42 cm (7,25 pulgadas) de diámetro, seguido de enfriamiento por aire.
La microestructura de la superficie de la pieza de trabajo de 18,42 cm (7,25 pulgadas) de diámetro se muestra en la FIG. 17A, y la microestructura del centro de la pieza de trabajo de 18,42 cm (7,25 pulgadas) de diámetro se muestra en la FIG. 17B. Las micrografías muestran que no hubo fase sigma ni en la superficie ni en el centro de la pieza de trabajo. En este ejemplo, la pieza de trabajo que tiene la química de Heat 49FJ se procesó a través del intervalo de temperatura relevante, es decir, el intervalo de temperatura delimitado por una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada y hasta la temperatura de enfriamiento calculada, en menos del tiempo de enfriamiento crítico calculado, evitando así la precipitación de la fase sigma.
Se entenderá que la presente descripción ilustra aquellos aspectos de la invención relevantes para una comprensión clara de la invención. Ciertos aspectos que serían evidentes para los expertos en la materia y que, por lo tanto, no facilitarían una mejor comprensión de la invención, no se han presentado con el fin de simplificar la presente descripción. Aunque en el presente documento solo se describen necesariamente un número limitado de realizaciones de la presente invención, un experto en la materia, al considerar la descripción anterior, reconocerá que pueden emplearse muchas modificaciones y variaciones de la invención. Se pretende que todas estas variaciones y modificaciones de la invención estén cubiertas por la descripción anterior y las siguientes reivindicaciones.

Claims (36)

REIVINDICACIONES
1. Un método para procesar una pieza de trabajo para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos, comprendiendo el método:
al menos uno de trabajar termomecánicamente y enfriar una pieza de trabajo que incluye una aleación austenítica, en donde durante el al menos uno de trabajar termomecánicamente y enfriar la pieza de trabajo, la aleación austenítica está a temperaturas en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de una temperatura de solvus sigma calculada de la aleación austenítica hasta una temperatura de enfriamiento durante un tiempo no superior a un tiempo de enfriamiento crítico;
en donde la aleación austenítica comprende, en porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación, hasta 0,05 de carbono, 1,0 a 9,0 de manganeso, 0,1 a 1,0 de silicio, 18,0 a 26,0 de cromo, 15,0 a 38,0 de níquel, 3,0 a 7,0 de molibdeno, 0,1 a 3,0 de cobre, 0,08 a 0,9 de nitrógeno, 0,2 a 3,0 de wolframio, 0,8 a 3,5 de cobalto, hasta 0,6 de titanio, hasta 0,05 de boro; un porcentaje en peso combinado de niobio y tantalio no superior a 0,3; hasta 0,2 de vanadio; hasta 0,1 de aluminio; un porcentaje en peso combinado de cerio y lantano no superior a 0,1; hasta 0,5 de rutenio; hasta 0,6 de circonio; hasta 0,05 de fósforo; hasta 0,05 de azufre; el resto de hierro e impurezas accidentales;
en donde la temperatura de solvus sigma calculada es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y, en grados Fahrenheit, es igual a 1155,8 - (760,4) ■ (níquel/hierro) (1409) ■ (cromo/hierro) (2391,6) ■ (molibdeno/hierro) -(288,9) ■ (manganeso/hierro) -(634,8) ■ (cobalto/hierro) (107,8) ■ (wolframio/hierro);
en donde la temperatura de enfriamiento es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y, en grados Fahrenheit, es igual a 1290,7 - (604,2) ■ (níquel/hierro) (829,6) ■ (cromo/hierro) (1899,6) ■ (molibdeno/hierro) -(635,5) ■ (cobalto/hierro) (1251,3) ■ (wolframio/hierro); y en donde el tiempo de enfriamiento crítico es una función de la composición de la aleación austenítica en porcentajes en peso y es igual a logio 2,948 (3,631) ■ (níquel/hierro) - (4,846) ■ (cromo/hierro) - (11,157) ■ (molibdeno/hierro) (3,457) ■ (cobalto/hierro) -(6,74) ■ (wolframio/hierro).
2. El método de la reivindicación 1, en el que trabajar termomecánicamente la pieza de trabajo comprende forjar la pieza de trabajo.
3. El método de la reivindicación 2, en el que forjar la pieza de trabajo comprende al menos uno de forjado con rodillo, estampado, dentado, forjado en matriz abierta, forjado en matriz de impresión, forjado en prensa, forjado en caliente automático, forjado radial y forjado por recalcado.
4. El método de la reivindicación 1, en el que trabajar termomecánicamente la pieza de trabajo comprende forjar radialmente la pieza de trabajo.
5. El método de la reivindicación 1, en el que el tiempo de enfriamiento crítico está en un intervalo de 10 minutos a 30 minutos.
6. El método de la reivindicación 1, en el que el tiempo de enfriamiento crítico es superior a 10 minutos.
7. El método de la reivindicación 1, en el que el tiempo de enfriamiento crítico es superior a 30 minutos.
8. El método de la reivindicación 1, que comprende además, después de al menos uno de trabajar y enfriar termomecánicamente la pieza de trabajo:
calentar la pieza de trabajo a una temperatura de templado que sea al menos tan grande como la temperatura de solvus sigma calculada y mantener la pieza de trabajo a la temperatura de templado durante un período de tiempo suficiente para templar la pieza de trabajo;
en donde a medida que la pieza de trabajo se enfría desde la temperatura de templado, la aleación austenítica está a temperaturas en un intervalo de temperatura que abarca una temperatura justo por debajo de la temperatura de solvus sigma calculada hasta la temperatura de enfriamiento durante un tiempo no superior al tiempo de enfriamiento crítico.
9. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende hasta un 60 por ciento en peso de hierro.
10. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende una relación porcentual en peso de cobalto/wolframio de 2:1 a 4:1.
11. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene un valor NERP16 superior a 40.
12. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene un valor NERP16 en el intervalo de 40 a 60.
13. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica no es magnética.
14. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene un valor de permeabilidad magnética inferior a 1,01.
15. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene una resistencia máxima a la tracción de al menos 758,5 MPa (110 ksi), un límite elástico de al menos 344,8 MPa (50 ksi) y un porcentaje de alargamiento de al menos 15 %.
16. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene una resistencia máxima a la tracción en el intervalo de 620,6 MPa a 1034,3 MPa (90 ksi a 150 ksi), un límite elástico en el intervalo de 344,8 MPa a 827,4 MPa (50 ksi a 120 ksi) y un porcentaje de alargamiento en el intervalo del 20 % al 65 %.
17. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene una resistencia máxima a la tracción en el intervalo de 689,5 MPa a 1654,8 MPa (100 ksi a 240 ksi), un límite elástico en el intervalo de 758,5 MPa a 1516,9 MPa (110 ksi a 220 ksi) y un porcentaje de alargamiento en el intervalo del 15 % al 30 %.
18. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica tiene una temperatura crítica de picadura de al menos 45 °C.
19. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 2,0 al 8,0 por ciento en peso de manganeso.
20. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 19,0 al 25,0 por ciento en peso de cromo.
21. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 20,0 al 35,0 por ciento en peso de níquel.
22. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 3,0 al 6,5 por ciento en peso de molibdeno.
23. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 0,5 al 2,0 por ciento en peso de cobre.
24. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 0,3 al 2,5 por ciento en peso de wolframio.
25. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 1,0 al 3,5 por ciento en peso de cobalto.
26. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 0,2 al 0,5 por ciento en peso de nitrógeno.
27. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende del 20 al 50 por ciento en peso de hierro.
28. El método de la reivindicación 1, en el que la aleación austenítica comprende, en porcentajes en peso basados en el peso total de la aleación: 2,0 a 8,0 de manganeso; 0,1 a 0,5 de silicio; 19,0 a 25,0 de cromo; 20,0 a 35,0 de níquel; 3,0 a 6,5 de molibdeno; 0,5 a 2,0 de cobre; 0,2 a 0,5 de nitrógeno; 0,3 a 2,5 de wolframio; 1,0 a 3,5 de cobalto.
29. El método de la reivindicación 28, en el que la aleación austenítica comprende del 2,0 al 6,0 por ciento en peso de manganeso.
30. El método de la reivindicación 28, en el que la aleación austenítica comprende del 20,0 al 22,0 por ciento en peso de cromo.
31. El método de la reivindicación 28, en el que la aleación austenítica comprende del 6,0 al 6,5 por ciento en peso de molibdeno.
32. El método de la reivindicación 28, en el que la aleación austenítica comprende del 40 al 45 por ciento en peso de hierro.
33. Un método para procesar una pieza de trabajo de aleación austenítica para inhibir la precipitación de compuestos intermetálicos de acuerdo con la reivindicación 2, comprendiendo además el método, opcionalmente, templar la pieza de trabajo enfriada.
34. El método de la reivindicación 33, en el que el forjado de la pieza de trabajo se produce por completo a temperaturas superiores a la temperatura de solvus sigma calculada.
35. El método de la reivindicación 33, en el que el forjado de la pieza de trabajo se produce a través de la temperatura de solvus sigma calculada.
36. El método de la reivindicación 33, en el que el forjado de la pieza de trabajo comprende al menos uno de: forjado con rodillo, estampado, dentado, forjado en matriz abierta, forjado en matriz de impresión, forjado en prensa, forjado en caliente automático, forjado radial y forjado por recalcado.
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