ES2866903T3

ES2866903T3 - Aleación de dos fases basada en Cr y producto de la misma

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Publication number: ES2866903T3
Application number: ES17773605T
Authority: ES
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2016-03-30
Filing date: 2017-01-30
Publication date: 2021-10-20
Anticipated expiration: 2037-01-30
Also published as: EP3438304A1; EP3438304A4; EP3438304B1; JP6602463B2; JPWO2017169056A1; CN108884529A; US20190071754A1; CN108884529B; WO2017169056A1

Abstract

Una aleación de dos fases basada en Cr que comprende dos fases de una fase de ferrita (P2) y una fase de austenita (P1) en un estado mezclado, en la que una composición química de la aleación de dos fases basada en Cr consiste en un componente principal, un componente accesorio, impurezas, un primer componente accesorio opcional y un segundo componente accesorio opcional, el componente principal consiste en un 33 % en masa o más y un 65 % en masa o menos de Cr, un 18 % en masa o más y un 40 % en masa o menos de Ni y un 10 % en masa o más y un 33 % en masa en menos de Fe, el componente accesorio consiste en un 0,1 % en masa o más y un 2 % en masa o menos de Mn, un 0,1 % en masa o más y un 1,0 % en masa o menos de Si, un 0,005 5 en masa o más y un 0,05 % en masa o menos de Al y un 0,1 % en masa o más y un 5,0 % en masa o menos de Cu, las impurezas contienen más de un 0 % en masa y un 0,04 % en masa o menos de P, más de un 0 % en masa y un 0,01 % en masa o menos de S, más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de C, más de un 0 % en masa y un 0,02 % en masa o menos de N y más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de O, en la que el primer componente accesorio opcional es de un 0,1 % en masa o más y de un 3,0 % en masa o menos de Mo, y en la que el segundo componente accesorio opcional consiste en al menos de V, Nb, Ta y Ti, y una relación de contenido atómico total de V, Nb, Ta y Ti está en un intervalo de 0,8 veces o más y 2 veces o menos de una relación de contenido atómico total de C, N y O.

Description

DESCRIPCIÓN

Aleación de dos fases basada en Cr y producto de la misma

CAMPO TÉCNICO

La presente invención se refiere a una aleación de dos fases que contiene Cr (cromo).

TÉCNICA ANTERIOR

Los materiales para un aparato para pozos de petróleo o pozos de gas natural a menudo se exponen a una atmósfera de corrosión ácida muy intensa que contiene un ion cloruro o que contiene un gas corrosivo de dióxido de carbono (CO2) o sulfuro de hidrógeno (H2S). Los materiales expuestos a dicha atmósfera de corrosión intensa también se encuentran en los aparatos que constituyen, por ejemplo, una planta de productos residuales, una planta química, una planta de energía atómica y una instalación de reprocesamiento de combustible nuclear. Las propiedades requeridas para estos materiales para aparatos en general incluyen buena resistencia a la corrosión y resistencia global. Además, en materiales de miembros deslizantes para un producto, se requiere adicionalmente resistencia a la abrasión.

Como materiales para aparatos que tengan dichas propiedades, por ejemplo, se han usado aceros de baja aleación, aceros inoxidables y aleaciones basadas en Ni de acuerdo con la intensidad de la atmósfera de corrosión. En la elección de los materiales, cuando se requieren mejores propiedades de resistencia global (manteniendo alto límite de elasticidad y dureza) y ventajas de costes además de una mayor resistencia a la corrosión, los aceros inoxidables son más ventajosos. Las aleaciones basadas en Ni son inferiores en ventajas de coste porque están compuestas principalmente del costoso Ni. Cuando se requiere resistencia a la abrasión, se usan ampliamente aleaciones en que se precipita una fase dura en su fase de matriz de resistencia a la corrosión, tal como Stellite® de aleaciones basadas en Co como, por ejemplo, materiales de revestimiento.

En los aceros inoxidables, un acero inoxidable de dos fases es ventajoso en el equilibrio entre las propiedades de resistencia a la corrosión y resistencia global. El acero inoxidable de dos fases en general contiene Cr, Ni, Mo y N para mantener la resistencia a la corrosión. Además, se divulgan aceros inoxidables de dos fases que contienen Cu para mejorar la resistencia a la corrosión (véase, por ejemplo, PTL 1 y PTL 2). Sin embargo, desde los puntos de vista de ampliar más la vida útil y mantener la fiabilidad de los materiales estructurales en su aplicación bajo una atmósfera de corrosión más intensa, se requiere potenciación y mejora adicional de la resistencia a la corrosión y resistencia global del acero inoxidable de dos fases. Además, no puede esperarse suficiente resistencia a la abrasión del acero inoxidable de dos fases como un miembro deslizante usado en una atmósfera de corrosión.

Por otro lado, se divulgan aleaciones basadas en Cr que contienen más de un 60 % en masa de Cr e incluyen una sola fase de ferrita que tiene una estructura cristalina de la estructura cúbica centrada en el cuerpo para mejorar la resistencia a la corrosión y la resistencia al calor (véase, PTL 3, PTL 4 y PTL 5). En estas aleaciones basadas en Cr, puede esperarse resistencia a la corrosión y resistencia a la abrasión. Sin embargo, con respecto a la resistencia global, carecen de ductilidad y son muy quebradizas.

LISTA DE CITAS

BIBLIOGRAFÍA DE PATENTES PTL 1: JP Hei 4 (1992)-72013 A;

PTL 2: WO 2013/058274 A1;

PTL 3: JP Hei 4 (1992)-301048 A;

PTL 4: JP Hei 4 (1992) -301049 A;

PTL 5: JP Hei 8 (1996)-291355 A;

PTL 6: EP 2883630 A1; y

PTL 7: JP 2006-152412 A.

COMPENDIO DE LA INVENCIÓN

PROBLEMAS A RESOLVER POR LA INVENCIÓN

En un acero inoxidable de dos fases basado en Fe convencional (véase, por ejemplo, PTL 1 y PTL 2) y las aleaciones basadas en Cr que incluyen una sola fase de ferrita (véase, por ejemplo, PTL 3 a PTL 5), se requieren mejoras en la resistencia a la corrosión, resistencia global y resistencia a la abrasión de los materiales para afrontar la influencia de una atmósfera de corrosión intensa, y son problemáticos. Además, PTL 6 divulga un método para fabricar un tolete redondo de aleación de alto contenido de Ni, y PTL 7 divulga una aleación fundida resistente a la corrosión y resistente a la oxidación. Además, no se encuentra una aleación que tenga estas propiedades y que contenga como componente principal Cr que sea de precio barato en comparación con las aleaciones basadas en Ni.

Por consiguiente, un objeto de la presente invención es proporcionar una aleación de dos fases que incluye una fase de ferrita y una fase de austenita, que sea superior en las propiedades de resistencia global tal como resistencia a la corrosión, alto límite de elasticidad y dureza, y en la resistencia a la abrasión con respecto a los materiales convencionales de un acero inoxidable de dos fases y una aleación de una sola fase basada en Cr incluso en atmósfera de corrosión intensa, y que contenga Cr barato como componente principal, añadiendo un elemento tal como Cu que es eficaz para mejorar adicionalmente la alta resistencia a la corrosión conseguida por el enriquecimiento del Cr.

SOLUCIÓN A LOS PROBLEMAS

Los autores de la presente invención produjeron una aleación de dos fases basada en Cr que tiene una composición principal de Cr-Ni-Fe que contiene un 33 % en masa o más de Cr, y que contiene Cu y otros usando diferentes procesos de producción. Es decir, se produce una aleación que tiene una estructura de dos fases que incluye ferrita y austenita, que contiene Cu, usando un lingote producido en una etapa de fusión colada como un lingote patrón seguido de las etapas de 1) una etapa de tratamiento térmico que incluye un tratamiento en solución de forjado en caliente del lingote patrón, 2) una etapa de refusión colada del lingote patrón, y 3) una etapa de refusión con atomización con gas del lingote patrón. Después, los autores de la presente invención evaluaron la resistencia a la corrosión, las propiedades mecánicas y la resistencia a la abrasión de la aleación para conseguir la presente invención.

La presente invención de acuerdo con la reivindicación 1 es una aleación de dos fases basada en Cr que incluye dos fases de una fase de ferrita y una fase de austenita en un estado mezclado, en que una composición química de la aleación de dos fases basada en Cr consiste un componente principal, un componente accesorio, impurezas, un primer componente accesorio opcional y un segundo componente accesorio opcional; el componente principal consiste en un 33 % en masa o más y un 65 % en masa o menos de Cr (cromo), un 18 % en masa o más y un 40 % en masa o menos de Ni (níquel) y un 10 % en masa o más y un 33 % en masa o menos de Fe (hierro); el componente accesorio consiste en un 0,1 % en masa o más y un 2 % en masa o menos de Mn (manganeso), un 0,1 % en masa o más y un 1 % o menos de Si (silicio), un 0,005 % en masa o más y un 0,05 % en masa o menos de Al (aluminio) y un 0,1 % en masa o más y un 5 % en masa o menos de Cu (cobre); y las impurezas contienen más de un 0 % en masa y un 0,04 % en masa o menos de P (fósforo), más de un 0 % en masa y un 0,01 % en masa o menos de S (azufre), más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de C (carbono), más de un 0 % en masa y un 0,02 % en masa o menos de N (nitrógeno) y más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de O (oxígeno). Las realizaciones preferidas se describen en las reivindicaciones dependientes.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN

De acuerdo con la presente invención, puede proporcionarse una aleación de dos fases que contiene Cr barato como componente principal, y que es superior en las propiedades de resistencia global tales como resistencia a la corrosión y dureza, y en la resistencia a la abrasión con respecto a las convencionales bajo una circunstancia de alta corrosión.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS

La Figura 1 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar trabajo en caliente en un método para producir una aleación de dos fases de acuerdo con una realización de la presente invención;

La Figura 2 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar la colada en un método para producir una aleación de dos fases de acuerdo con una realización de la presente invención;

La Figura 3 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar la pulverización en un método para producir una aleación de dos fases de acuerdo con una realización de la presente invención;

La Figura 4 es una fotografía de microscopio óptico de una aleación de dos fases producida por trabajo en caliente;

La Figura 5 es una fotografía de microscopio óptico de una aleación de dos fases producida por colada; y La Figura 6 es una fotografía de microscopio óptico de una aleación de dos fases de una soldadura de revestimiento en polvo.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LAS REALIZACIONES PREFERIDAS

A continuación, se describe en detalle una aleación de dos fases de una realización de la presente invención.

<Aleación de dos fases>

Una aleación de dos fases de una realización de la presente invención es una aleación de dos fases que tiene una composición de Cr-Ni-Fe que contiene Cr como componente principal y que contiene Cu y otros elementos para mejorar adicionalmente la resistencia a la corrosión. Esta aleación de dos fases está formada de dos fases que incluyen una fase de ferrita y una fase de austenita como estructura de fase principal, y contiene Ni, Fe, Mn, Si, Al, Cu, Mo y otros en cantidades predeterminadas, y el restante consiste en Cr e impurezas inevitables. Además, para controlar C, N y O que tienen influencia sobre la resistencia global y la resistencia a la corrosión, se añade al menos uno de V, Nb, Ta y Ti. Cada uno de los constituyentes de la aleación de dos fases se describe a continuación.

Una estructura del material en aleación de dos fases de las presentes realizaciones es una estructura de dos fases que incluye una fase de ferrita y una fase de austenita. La estructura de dos fases se forma por diferentes métodos de producción descritos a continuación, es decir, mediante las etapas de procesamiento térmico, colada o atomización con gas de un lingote patrón. Entonces, una estructura del material de materiales de trabajo en caliente difiere de una estructura del material de materiales fundidos o materiales de revestimiento usando un polvo atomizado con gas. El primero facilita básicamente la eliminación suficiente de segregación de los componentes y la micronización de la estructura. Sin embargo, el último básicamente tiene una estructura solidificada que permite la segregación de los componentes.

En general, las aleaciones basadas en Cr que incluyen una sola fase de ferrita que tienen una estructura cristalina de la estructura cúbica centrada en el cuerpo tiene mayor resistencia global mecánica y superior resistencia a la abrasión, pero es inferior en dureza. En particular, se caracteriza por que cuando los contenidos de C, N y O aumentan, las propiedades de deformación plástica disminuyen sensiblemente. Las aleaciones basadas en Ni que incluyen una sola fase de austenita que tienen una estructura cúbica centrada en las caras es maleable y superior en dureza, pero es costoso.

Por otro lado, una aleación de dos fases de las presentes realizaciones contiene Cr como componente principal y consiste en una fase de ferrita y una fase de austenita. La aleación de dos fases tiene una alta resistencia a la corrosión debido a la alta concentración de Cr y a la adición de Cu, y es superior en resistencia global, incluyendo dureza y resistencia a la abrasión, y también es económica.

Una relación de ocupación de la fase de ferrita en una aleación de dos fases de las presentes realizaciones (a partir de ahora en la presente memoria denominada simplemente como "relación de ferrita") puede establecerse en un intervalo de un 10 % o más y un 95 % o menos, y la relación de ocupación de la fase de austenita puede establecerse en un intervalo de un 5 % o más y un 90 % o menos de acuerdo con la relación de ferrita. La razón por la que la relación de ferrita se establece a un 95 % o menos de modo que la fase de austenita esté contenida es mantener la dureza. Una estructura que tiene una mayor relación de ferrita contiene una mayor concentración de Cr en la composición y se observa en una estructura solidificada por extinción, por ejemplo, en soldadura de revestimiento.

Para lograr este intervalo de ajuste de fracción de fase, se define un intervalo de composiciones químicas de una aleación de dos fases de las presentes realizaciones. El intervalo de las composiciones químicas se controla especialmente entre los contenidos de Cr y Ni, que son los componentes principales. Entonces, en la aleación de dos fases descrita anteriormente producida en la etapa de procesamiento térmico, cuando una temperatura de tratamiento en solución es 1100 °C o más y la relación de ferrita es de más de un 95 %, el tratamiento térmico para el control de la relación de fases puede realizarse en un intervalo de 800 a 1000 °C para mantener una relación de ferrita de un 95 % o menos.

Por otro lado, como la estructura de la aleación de dos fases descrita anteriormente producida en la etapa de colada o atomización con gas se convierte en una estructura solidificada afectada por las estructuras formadas a una mayor temperatura de 1100 °C o más, la relación de ferrita aumenta adicionalmente en una aleación de dos fases de alto contenido de Cr. Por consiguiente, para mantener la relación de ferrita predeterminada descrita anteriormente de un 95 % o menos, en general se requiere disminuir la relación de contenido de Cr para aumentar el contenido de Ni como se muestra en la siguiente composición química. Sin embargo, en un material fundido en que puede realizarse tratamiento térmico, controlando la relación entre las fases de ferrita y austenita (control de relación de fases) en un intervalo de 800 a 1000 °C, ciertamente puede mantenerse la relación de ferrita de un 95 % o menos.

La "relación de ferrita" en las presentes realizaciones se refiere a una relación de ocupación de ferrita [%] obtenida por análisis EBSP (patrón de retrodispersión electrónica).

En términos de garantizar tanto la resistencia a la corrosión como las propiedades de resistencia global, incluyendo dureza favorable, una relación de ferrita en una aleación de dos fases de las presentes realizaciones es más preferiblemente de un 20 % o más y un 70 % o menos.

Además, la aleación de dos fases en las presentes realizaciones, por ejemplo, en un acero inoxidable de dos fases, es preferiblemente una aleación de dos fases que no contiene una fase dura diferente tal como una fase sigma (o) que se precipita por transición de fases desde una fase de ferrita. Sin embargo, la fase dura se tolera cuando está contenida en tal grado que no se pueden alterar considerablemente las diversas propiedades tales como propiedades mecánicas.

<Composición química>

A continuación, se describen las razones para restringir un intervalo numérico de una composición química en una aleación de dos fases de las presentes realizaciones. Un contenido de cada uno de los componentes se muestra en % en masa.

Cr es un componente de los remanentes, y su concentración es la más alta en aquellos componentes constituyentes de la aleación de dos fases. En una aleación de dos fases basada en Cr-Ci-Fe de las presentes realizaciones, Cr es un elemento que forma la fase de ferrita basada en Cr con una alta resistencia global mecánica como material, y mejora la resistencia a la corrosión como elemento de solución consistente.

El contenido de Cr se establece de modo que pueda formarse una estructura de dos fases que incluya una fase de ferrita y una fase de austenita como una estructura en estado de equilibrio térmico del sistema ternario principal a una temperatura de tratamiento en solución de 1050 °C a 1250 °C como se describe a continuación.

El contenido de Cr es de un 33 % o más considerando las cantidades de los componentes principales incluyendo Ni y Fe, las cantidades de los componentes minoritarios tales como elementos activos incluyendo Mn, Si, Al, Cu, Mo, P, S, C, N, O y V, y las cantidades de impurezas inevitables. Cuando la cantidad de Cr se establece a un 33 % o más, se consigue una alta concentración de Cr para producir una mejora adicional en la resistencia a la corrosión de la aleación de dos fases.

En una aleación de dos fases producida en una etapa de trabajo en caliente, el contenido de Cr es de un 65 % o menos. Cuando el contenido de Cr se estable en un 65 % o menos, puede conferirse una dureza superior a la aleación de dos fases mientras se mantiene el alto límite de elasticidad y la alta firmeza. Por otro lado, como una aleación de dos fases producida en una etapa de colada atomización con gas, específicamente en una composición con una alta concentración de Cr, forma una estructura con una alta relación de ferrita, el contenido de Cr se reduce para mantener la relación de ferrita de un 95 % o menos, y es preferiblemente de un 60 % o menos.

En los presentes ejemplos, una composición química de la aleación de dos fases basada en Cr consiste en un componente principal, un componente accesorio, impurezas, un primer componente accesorio opcional y un segundo componente accesorio opcional. El componente principal está compuesto de Cr, Ni y Fe; el componente accesorio está compuesto de Mn, Si, Al y Cu; las impurezas están compuestas de P, S, C, N y O; el primer componente accesorio opcional está compuesto de Mo (molibdeno); y el segundo componente accesorio opcional está compuesto de V (vanadio), Nb (niobio), Ta (tantalio) y Ti (titanio).

El Ni estabiliza la fase de austenita y mantiene un estado de dos fases con una fase de ferrita en un tratamiento en solución. Además, el Ni garantiza y confiere resistencia a la corrosión, y también ductilidad y dureza a la aleación de dos fases.

En una aleación de dos fases producida en un trabajo en caliente, el contenido de Ni se establece a un 18 % o más. Esto da como resultado la relación de ocupación de la fase de austenita de un 10 % o más a la temperatura de tratamiento en solución descrita a continuación, y contribuye a mejorar adicionalmente la dureza de la estructura. Por otro lado, en una aleación de dos fases producida en una colada o atomización con gas, se forma una estructura con una alta relación de ferrita como se describe anteriormente, el contenido de Ni se aumenta para mantener una relación de ferrita de un 95 % o menos y es preferiblemente de un 23 % o menos. Además, el contenido de Ni se estable a un 40 % o menos. Esto produce una relación de ferrita de un 10 % o más a la temperatura de tratamiento en solución descrita a continuación.

El contenido de Fe se establece a un 10 % o más. Esto reduce los contenidos de Ni y Cr, que son más caros que Fe, y suprime la producción de un compuesto intermetálico que puede ejercer un efecto dañino en las propiedades de resistencia global en un proceso de extracción en estado fundido de una aleación de dos fases.

El contenido de Fe se establece a un 33 % o menos. En general, en una aleación ternaria de Cr-Ni-Fe, cuando la concentración de Fe se aumenta, se produce una fase o a un intervalo de temperatura de aproximadamente 800 °C como centro. Sin embargo, en una aleación de dos fases de las presentes realizaciones, como el contenido de Fe se estable a un 33 % o menos, se suprime la producción de la fase o.

La relación de contenido total del componente Ni y el componente Fe es preferiblemente de un 37 % en masa o más y un 65 % en masa o menos. Cuando la relación de contenido total llega a ser de menos de un 37 % en masa, la ductilidad/dureza de la aleación de dos fases resultará insuficiente. Por otro lado, cuando la relación de contenido total llega a ser de más de un 655 en masa, se reduce significativamente la resistencia global mecánica.

El contenido de Mn se establece a un 0,1 % o más. Esto permite la desulfuración y desoxidación de la aleación de dos fases para mejorar la resistencia global y dureza de la aleación de dos fases. Un límite inferior preferido es de un 0,3 %.

El contenido de Mn se establece a un 2,0 % o menos. Esto evita el deterioro de la resistencia a la corrosión y la resistencia global, causado por la formación de Mns voluminoso, y mantiene las propiedades de resistencia preferidas de la aleación de dos fases contra la corrosión por dióxido de carbono gaseoso.

El contenido de Si se establece a un 0,1 % o más. Esto permite la desoxidación de la aleación de dos fases y mejora la resistencia global y dureza de la aleación de dos fases. Un límite inferior preferido es de un 0,3 %.

El contenido de Si se establece a un 1,0 % o menos. Esto consigue suficientes efectos de una etapa de forjado en caliente descrita a continuación y mantiene una dureza preferida de la aleación de dos fases.

El contenido de Al se establece a un 0,005 % o más. Esto mejora un efecto de desoxidación junto con Mn y Si. Un límite inferior más preferido es de un 0,008 %.

Además, el contenido de Al se establece a un 0,05 % o menos. La reducción de la cantidad de oxígeno en una aleación de dos fases basada en Cr de la presente invención es indispensable para mantener las propiedades de forjado en caliente y la dureza de una aleación de la presente invención. El contenido de oxígeno se reduce lo más posible durante la producción. Por otro lado, AI²O³y AlN, que se producen cuando hay mucho Al contenido, alteran la dureza de la aleación y, por tanto, debe suprimirse la producción lo más posible. El contenido de Al es preferiblemente de un 0,05 % o menos.

El Cu es un elemento que aumenta la resistencia a la corrosión de una aleación de dos fases basada en Cr de la presente invención de manera similar a Mo, y puede incluirse conjuntamente según lo necesario para potenciar el efecto de manera cooperativa. Cuando se incluye, para mejorar la resistencia a la corrosión, el contenido se establece a un 0,1 % o más. Cuando se incluye Cu, se estabiliza una fase austenita. Sin embargo, cuando la cantidad incluida es excesiva, se producen precipitados de Cu durante el trabajo en caliente específicamente en una fase de ferrita, dando lugar a procesabilidad disminuida. Por consiguiente, es deseablemente de un 5,0 % o menos, y preferiblemente de un 3,0 % o menos.

El Mo es un elemento que aumenta la resistencia a la corrosión de la aleación de dos fases basada en Cr, es eficaz específicamente en la estabilización de películas pasivantes, y genera una expectativa aumentada de propiedades de resistencia a corrosión por picadura. Por tanto, puede incluirse Mo conjuntamente según lo necesario para potenciar el efecto de manera cooperativa. Cuando se incluye, para mejorar la resistencia a la corrosión, el contenido se establece a un 0,1 % o más. Por otro lado, cuando se incluye Mo, se estabiliza una fase de ferrita. Sin embargo, cuando el contenido es de concentración demasiado alta, puede producirse formación de una fase o y formación de un compuesto intermetálico en procesamiento térmico, dando lugar a procesabilidad y resistencia a la corrosión más disminuidas. Por consiguiente, es deseablemente de un 3 % o menos, y preferiblemente de un 2 % o menos.

El contenido de P se establece a un 0,04 % o menos. El P es un elemento que deteriora la resistencia a la corrosión, la soldabilidad y la procesabilidad y, por tanto, debe limitarse lo más posible en producción. Cuando el contenido de P se establece a un 0,04 % o menos, se evita la segregación de P en el límite de los granos de cristal, y se mantiene la dureza preferida de la aleación de dos fases y la resistencia a la corrosión en el límite de los granos. Además, cuando se usan procesos de refinado y producción más limpios, el contenido de P puede reducirse adicionalmente. Por consiguiente, el límite inferior de P es el límite de detección de un análisis o menos, y no debe incluirse en la aleación de dos fases, es decir, puede ser de un 0 %.

El contenido de S se establece a un 0,01 % o menos. El S es un elemento que produce un sulfuro tal como MnS para deteriorar la resistencia a la corrosión y la procesabilidad y, por tanto, debe limitarse lo más posible en producción. Cuando el contenido de S se establece a 0,01 % o menos, se reduce la cantidad de un sulfuro, y se mantienen las propiedades de resistencia a corrosión por picadura y la dureza preferidas.

Además, cuando se usan procesos de refinado y producción más limpios, el contenido de S puede reducirse adicionalmente. Por consiguiente, el límite inferior de S es el límite de detección de un análisis o menos, y no debe incluirse en la aleación de dos fases, es decir, puede ser de un 0 %.

El C proporciona, cuando su concentración se aumenta, endurecimiento de la solución consistente de C a una baja concentración, y evita significativamente la deformación plástica específicamente en una fase de ferrita. A una alta concentración, específicamente, provoca la formación de un carburo de Cr y reduce la concentración de Cr local alrededor del mismo, dando lugar a una disminución en la resistencia a la corrosión. Una gran cantidad del carburo provoca disminución en la dureza. Además, cuando se añaden elementos activos de V, Nb, Ta y Ti, para reducir la formación de sus carburos, el contenido de C se reduce de manera deseable y es preferiblemente de un 0,03 % o menos.

Además, cuando se usan procesos de refinado y producción más limpios, el contenido de C puede reducirse adicionalmente. Por consiguiente, el límite inferior de C es el límite de detección de un análisis o menos, y no debe incluirse en la aleación de dos fases, es decir, puede ser de un 0 %.

El N mejora, cuando su concentración se aumenta, el endurecimiento de la solución consistente y la resistencia a la corrosión de N. sin embargo, a una concentración mayor, hay una preocupación de que pueda disminuirse la dureza por formación de un nitruro tal como Cr. En una aleación de dos fases de la presente invención producida en un proceso de producción de trabajo en caliente descrito a continuación, para mantener la procesabilidad, el contenido de N es deseablemente de un 0,02 % o menos. Además, cuando se usan procesos de refinado y producción más limpios, el contenido de N puede reducirse adicionalmente. Por consiguiente, el límite inferior de N es el límite de detección de un análisis o menos, y no debe estar contenido en la aleación de dos fases, es decir, puede ser de un 0 %.

Por otro lado, en un material o polvo fundido de una aleación de dos fases de la presente invención producida en una etapa de colada o una etapa de atomización con gas descrita a continuación, incluso sin la atmósfera descrita anteriormente para la producción es una atmósfera de gas inerte, debe tenerse en cuenta la intrusión inevitable de N y, por tanto, el contenido llega a ser mayor. El límite superior de N se establece a un 0,04 %, y el límite inferior se establece a un 0,005 %.

El O forma fácilmente un óxido con elementos metálicos en la aleación de dos fases y, por tanto, hay preocupación de que pueda disminuirse la dureza por aumento en el contenido de O acompañado por un aumento en el óxido. En una aleación de dos fases de la presente invención producida en una etapa de producción de trabajo en caliente descrita a continuación, para mantener la procesabilidad, el contenido de O es deseablemente de un 0,03 % o menos. Además, cuando se usan procesos de refinado y producción más limpios, el contenido de O puede reducirse más. Por consiguiente, el límite inferior de O es el límite de detección de un análisis o menos, y no debe estar contenido en la aleación de dos fases, es decir, puede ser de un 0 %.

Por otro lado, en un material o polvo fundido de una aleación de dos fases de la presente invención producida en una etapa de colada o una etapa de atomización con gas descrita a continuación, incluso si la atmósfera descrita anteriormente para la producción es una atmósfera de gas inerte, debe tenerse en consideración adecuadamente la intrusión inevitable de O y, por tanto, el contenido llega a ser mayor. El límite superior se establece a un 0,05 % y el límite inferior se establece a un 0,005 %.

El V se une a impurezas gaseosas de C, N y O para formar compuestos respectivos y entonces, se reúnen e inmovilizan las impurezas gaseosas. Este efecto de limpieza de materiales de sustrato es eficaz para mejorar la dureza. Sin embargo, cuando se añade V excesivamente, el V reacciona fácilmente con otros elementos componentes para formar compuestos intermetálicos respectivos, dando lugar a una preocupación acerca de la disminución en la dureza. Una cantidad preferida de V añadida en la producción en que se reduce una cantidad de V en exceso de la usada para la inmovilización lo más posible es, en % atómico (% at), preferiblemente en un intervalo entre 0,8 veces o más y 2 veces o menos del % at total de C, N y O. Cuando se añade al menos uno de Nb, Ta y Ti junto con V, la cantidad total que incluye V también está preferiblemente en un intervalo entre 0,8 o más y 2 veces o menos.

El Nb se une a impurezas gaseosas de C, N y O para formar compuestos respectivos y entonces, se reúnen e inmovilizan impurezas gaseosas. Este efecto de limpieza de materiales de sustrato es eficaz para mejorar la dureza. Sin embargo, cuando se añade Nb excesivamente, el Nb reacciona fácilmente con otros elementos componentes para formar compuestos intermetálicos respectivos, dando lugar a una preocupación acerca de la disminución en la dureza. Una cantidad preferida de Nb añadida en la producción en que se reduce una cantidad de Nb en exceso de la usada para la inmovilización lo más posible es, en % atómico (% at), preferiblemente en un intervalo entre 0,8 veces o más y 2 veces o menos del % at total de C, N y O. Cuando se añade al menos uno de V, Ta y Ti junto con Nb, la cantidad total que incluye Nb también está preferiblemente en un intervalo entre 0,8 o más y 2 veces o menos.

El Ta se une a impurezas gaseosas de C, N y O para formar compuestos respectivos y entonces, se reúnen e inmovilizan impurezas gaseosas. Este efecto de limpieza de materiales de sustrato es eficaz para mejorar la dureza. Sin embargo, cuando se añade Ta excesivamente, el Ta reacciona fácilmente con otros elementos componentes para formar compuestos intermetálicos respectivos, dando lugar a una preocupación acerca de la disminución en la dureza. Una cantidad preferida de Ta añadida en la producción en que se reduce una cantidad de Ta en exceso de la usada para la inmovilización lo más posible es, en % atómico (% at), preferiblemente en un intervalo entre 0,8 veces o más y 2 veces o menos del % at total de C, N y O. Cuando se añade al menos uno de V, Nb y Ti junto con Ta, la cantidad total que incluye Ta también está preferiblemente en un intervalo entre 0,8 o más y 2 veces o menos.

El Ti se une a impurezas gaseosas de C, N y O para formar compuestos respectivos y entonces, se reúnen e inmovilizan impurezas gaseosas. Este efecto de limpieza de materiales de sustrato es eficaz para mejorar la dureza. Sin embargo, cuando se añade Ti excesivamente, el Ti reacciona fácilmente con otros elementos componentes para formar compuestos intermetálicos respectivos, dando lugar a una preocupación acerca de la disminución en la dureza. Una cantidad preferida de Ti añadida en la producción en que se reduce una cantidad de Ti en exceso de la usada para la inmovilización lo más posible es, en % atómico (% at), preferiblemente en un intervalo entre 0,8 veces o más y 2 veces o menos del % at total de C, N y O. Cuando se añade al menos uno de V, Ta y Nb junto con Ti, la cantidad total que incluye Ti también está preferiblemente en un intervalo entre 0,8 o más y 2 veces o menos.

<Método para producir una aleación de dos fases>

A continuación, se describe un método para producir una aleación de dos fases de las presentes realizaciones. Se proporciona una aleación de dos fases de la presente invención, como la forma de producto final, como materiales de trabajo en caliente producidos en una serie de etapas de producción de, por ejemplo, etapas de tratamiento en solución de forjado de fundición en lingotes conformados en caliente, un material fundido a partir de la refusión del lingote patrón y un polvo a partir de un proceso de atomización.

La Figura 1 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar un método para producir una aleación de dos fases de acuerdo con las presentes realizaciones.

Como se muestra en la Figura 1, en el método de producción, el Cr, Ni, Fe, Mn, Si, Al, Cu y Mo descritos anteriormente como materiales, y según se requiera, al menos uno o más de V, Nb, Ta y Ti en cantidades predeterminadas se funden en un horno de fusión de vacío de alta frecuencia para formar una aleación (etapa F1). El horno de fusión usado en esta etapa no se limita al horno de fusión en vacío de alta frecuencia, sino que pueden usarse otros hornos de fusión en la presente invención.

A continuación, se forma un lingote por colada usando un troquel predeterminado (etapa F2). El lingote resultante también puede usarse como material fundido de la aleación de dos fases y un lingote patrón para la producción en polvo como se describe a continuación. Después, el lingote se somete al tratamiento de forjado en caliente (etapa F3). En esta etapa, el forjado en caliente puede realizarse en el lingote usando una máquina de prensa de forja o una máquina de martillo de forja para proporcionar una forma de producto requerida. La temperatura para el forjado en caliente se estable a aproximadamente 1050 hasta 1250 °C. El forjado en caliente puede evitar la segregación de componentes y facilitar la micronización estructural del lingote. Además, como procesamiento térmico posterior, por ejemplo, puede realizarse laminado en caliente a una temperatura en un intervalo de 1050 °C o más si se desea una aleación de dos fases con forma de plancha, y puede realizarse una extrusión en caliente al intervalo de temperatura descrito anteriormente si se desea una aleación de dos fases con forma de tubo.

Después, el material forjado en caliente descrito anteriormente se somete a una etapa de tratamiento térmico en solución (etapa F4). Mediante este tratamiento térmico en solución, se define básicamente la estructura de la aleación de dos fases. La temperatura del tratamiento térmico en solución es, para producir suficientemente una solución consistente de átomos constituyentes y eliminar los defectos de enrejado tal como desunión que permanece después de trabajo en caliente, deseablemente en un intervalo de 1050 a 1250 °C, y preferiblemente de 1100 a 1200 °C. Estableciendo este intervalo de temperatura de tratamiento en solución, la relación de ferrita de la aleación de dos fases de un 10 a 95 % puede conseguirse adecuadamente.

Además, como tratamiento térmico adicional para mejorar la resistencia global después del tratamiento térmico en solución, se realiza un llamado tratamiento térmico de maduración (etapa F5) para facilitar la transición de fases desde una fase de ferrita a una fase de austenita, y desde una fase de austenita a una fase de ferrita en condiciones de alto contenido de Ni. Mediante este tratamiento, la relación de fases puede controlarse para que sea un valor deseado en un intervalo de un 10 a un 95 %. Las condiciones del tratamiento térmico de maduración incluyen deseablemente, de acuerdo con un grado del control de la relación de fases, una temperatura de tratamiento en solución de 1050 a 1250 °, una temperatura de tratamiento de maduración de 800 a 1000 °C y un tiempo de maduración de 0,5 a 6 horas. En una aleación de dos fases con mayor concentración de Cr, aunque se espera que a una temperatura de tratamiento en solución de 1150 °C o más la relación de ferrita pueda ser de más de un 90 %, puede controlarse una relación de fases dentro de la relación de fases definida anteriormente mediante un tratamiento térmico de maduración.

Por consiguiente, en una aleación tratada en solución, cuando la aleación de dos fases tiene una relación de ferrita de aproximadamente un 30 % o más, la fase de ferrita puede disminuirse y la fase de austenita puede aumentarse en cantidades para mejorar el alargamiento y la dureza de la aleación de dos fases. En una aleación que tiene una relación de ferrita de aproximadamente un 30 % o menos en que la fase de austenita es bastante dominante, cuando se disminuye la fase de austenita y se aumenta la fase de ferrita por maduración, puede mejorarse el límite de elasticidad y la resistencia a la tracción.

Por otro lado, una aleación de dos fases añadida a un elemento activo se somete a un tratamiento térmico en solución y después se somete a una etapa de tratamiento térmico de maduración similar a la descrita anteriormente, se realiza (etapa F5) para completar una serie del método para producir la aleación de dos fases. El tratamiento térmico de maduración puede provocar una reacción de maduración apropiada entre el elemento activo y C, N y O, es decir, puede producir precipitados de estos compuestos. Al mismo tiempo, puede conseguirse el control de la relación de fases descrito anteriormente. Las condiciones del tratamiento térmico de maduración incluyen deseablemente una temperatura de tratamiento en solución de 1050 a 1250 °C, una temperatura de tratamiento de maduración de 800 a 1000 °C y un tiempo de maduración de 0,5 a 6 horas.

La etapa de tratamiento térmico final en dicho método para producir la aleación de dos fases puede ser, de acuerdo con la resistencia a la corrosión y las propiedades de resistencia global deseadas, una etapa de tratamiento térmico en solución o el método puede realizarse incluyendo una etapa de tratamiento térmico de maduración posterior al tratamiento térmico en solución.

Además, de acuerdo con dicho método para producir la aleación de dos fases, se realiza una etapa de forjado en caliente de un lingote y una etapa de tratamiento térmico posterior, que da lugar a la eliminación de defectos de colada y destrucción de una estructura solidificada fundida de dos fases voluminosa que contiene segregados de elementos de la aleación y que tiene una alta relación de ocupación de la fase de ferrita. Por consiguiente, puede obtenerse una aleación de dos fases de las presentes realizaciones que tiene una estructura de dos fases que es homogénea en composición química y estructura y termodinámicamente más estable.

En la aleación de dos fases que contiene al menos uno o más de V, Nb, Ta y Ti mencionados anteriormente, cuando se realiza la etapa de tratamiento térmico descrita anteriormente, puede conseguirse estabilización más eficaz del C, N y O descritos anteriormente.

Una aleación de dos fases de acuerdo con las presentes realizaciones, que se obtiene por forjado en caliente y tratamiento térmico de un lingote que consiste en la composición química especificada anteriormente en las condiciones especificadas anteriormente, incluye dos fases de una fase de ferrita que contiene Cr como componente principal y una fase de austenita. Dicha aleación de dos fases de las presentes realizaciones contiene Cr barato como componente principal y tiene propiedades de resistencia global tales como resistencia a la corrosión y dureza superiores a las convencionales incluso en una circunstancia de elevada corrosión tal como en un pozo petrolífero.

La Figura 2 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar un método para producir un material fundido de aleación de dos fases de acuerdo con las presentes realizaciones.

Un lingote patrón moldeado en la etapa F2 de las etapas de la Figura 1 se usa como materia prima. El lingote patrón se vuelve a fundir en un horno de fusión tal como un horno de alta frecuencia o de inducción (etapa C1) y después se moldea en un molde (etapa C2) para producir un material fundido. Una atmósfera para la fusión y colada puede ser el aire, un gas inerte o un vacío dependiendo de los propósitos. Para evitar la contaminación tal como oxidación lo más posible, se prefiere un moldeo limpio en un gas inerte o vacío.

El material fundido tiene una estructura solidificada. Puede realizarse adicionalmente un tratamiento térmico adicional después del moldeo para mejorar la segregación de los elementos componentes. Por consiguiente, puede conseguirse resistencia a la corrosión y propiedades de resistencia global deseadas. Específicamente, el material fundido puede someterse a un tratamiento en solución para, por ejemplo, homogeneización de los componentes constituyentes y posteriormente someterse a un tratamiento térmico incluyendo maduración (etapa C3). La temperatura del tratamiento térmico en solución es deseablemente de 1050 a 1250 °C y preferiblemente de 1100 a 1200 °C. Cuando se realiza control de la relación de fases y una aleación de dos fases añadida a elemento activo se somete a un tratamiento térmico de maduración para facilitar una reacción de maduración apropiada entre el elemento activo y C, N y O, se prefiere una temperatura de tratamiento térmico de 1050 a 1250 °C, una temperatura de tratamiento de maduración de 800 a 1000 °C y un tiempo de maduración de 0,5 a 6 horas.

La Figura 5 es una fotografía de microscopio óptico de una aleación de dos fases producida por colada.

<Pulverización>

La Figura 3 es un diagrama de flujo de funcionamiento para ilustrar un método para producir un polvo de aleación de dos fases de acuerdo con las presentes realizaciones.

Un lingote patrón moldeado en la etapa F2 de las etapas de la Figura 1 se usa como materia prima. El lingote patrón se vuelve a fundir en un horno de fusión tal como un horno de alta frecuencia de inducción (etapa A1) y después se somete a un método de atomización con gas usando un gas inerte de Ar o He para obtener un polvo de aleación de fases que contiene menor cantidad de oxígeno (etapa A2). Después, los polvos se clasifican en una serie de aproximadamente 50 a 200 (etapa A3), y se usan como polvo de aleación de dos fases de la presente invención. El intervalo de tamaño del polvo de aleación de dos fases puede cambiarse de acuerdo con los propósitos controlando la clasificación. Una estructura del polvo de aleación de dos fases es una estructura solidificada por extinción desde aproximadamente la temperatura en fase líquida. Por consiguiente, en particular en una parte del polvo de aleación que tiene una alta composición de Cr (55 % o más) y baja de Ni (25 % o menos), probablemente se tenga que enriquecer la fase de ferrita y, por tanto, no pueda satisfacerse necesariamente el intervalo definido anteriormente de la relación de ferrita de un 95 % o menos. Sin embargo, cuando estos polvos de aleación se procesan térmicamente posteriormente de acuerdo con los propósitos para proporcionar un producto de aleación de dos fases que tenga una estructura que satisfaga el intervalo definido anteriormente, el polvo de aleación que tiene una relación de ferrita de un 95 % o más es aceptable. El polvo de aleación puede proporcionarse como un polvo de aleación de dos fases para propósitos que incluyen, por ejemplo, revestimiento, impresión en 3D o sinterización.

La Figura 6 es una fotografía de microscopio óptico de una aleación de dos fases de soldadura de revestimiento en polvo.

Dicha aleación de dos fases puede usarse preferiblemente como material componente de aparatos tales como compresores y bombas usadas en circunstancias de alta corrosión en un pozo petrolífero, por ejemplo, como una parte deslizante. Además, la aleación de dos fases puede usarse no solamente como dichos materiales para aparatos, sino también como materiales estructurales usados en un entorno de agua de mar tal como cordón umbilical, una planta de purificación de agua de mar y un vaporizador LNG, y materiales estructurales de, por ejemplo, diversas plantas químicas.

EJEMPLOS

A continuación, se describen ejemplos de estudio de los efectos de una aleación de dos fases de la presente invención.

<Aleación de trabajo en caliente>

(Ejemplos 1 a 22)

En los ejemplos, se estudiaron aleaciones de dos fases de trabajo en caliente que no contienen elemento activo tal como V en la presente invención. Las composiciones químicas de aleaciones de los números de aleación A1 a A16 usados en los ejemplos 1 a 22 se muestran en la tabla 1. La producción de estas aleaciones se describe en detalle a continuación. Se producen lingotes patrón de estas aleaciones fundiéndolos usando un horno de fusión de vacío de alta frecuencia (atmósfera de Ar a presión reducida; temperatura de fusión: 1500 °C o más).

Los lingotes resultantes se sometieron a forjado en caliente. El forjado en caliente se realizó a una temperatura en un intervalo de 1250 a 1050 °C en que la reducción en el área en un ensayo de tracción llega a ser de un 60 % o más. No se formó grieta de forjado. Estas condiciones de forjado también se aplicaron a todas las aleaciones de los ejemplos y los ejemplos comparativos con respecto al siguiente forjado en caliente. A continuación, se realizó un tratamiento en solución, en la mayoría de aleaciones de dos fases, en las siguientes condiciones: mantenimiento a 1100 °C durante 60 minutos, seguido de refrigeración en agua. Sin embargo, en aleaciones de A6 (ejemplos 7 a 9), A11 (ejemplos 15 a 17) y A15 (ejemplos 21), el tratamiento en solución se realizó a 1100, 120001250 °C, y posteriormente se realizaron tratamientos térmicos de maduración adicionales para el control de la relación de fases en las siguientes condiciones: mantenimiento a 900 hasta 1000 °C durante 60 minutos, seguido de refrigeración en agua. Las aleaciones de los números de aleación A1 a A16 que tienen las composiciones químicas mostradas en la tabla 1 se produjeron por las etapas descritas anteriormente.

Las aleaciones de los números de aleación A1 a A16 eran aleaciones basadas en Cr que contenían Cr como componente principal y Cu en una cantidad de un 0,11 a un 4,65 % en masa, y eran aleaciones de dos fases que consistían en una fase de ferrita y una fase de austenita. Las aleaciones de los números de aleación A14 a A16 contenían además Mo. Las relaciones de ferrita de las aleaciones de los ejemplos 1 a 22 (números de aleación A1 a A16) se muestran en la tabla 2. Las relaciones de ferrita en las presentes realizaciones se muestran en las relaciones de ferrita [%] obtenidas por análisis EBSP. Las relaciones de ferrita tenían una tendencia a aumentar con el aumento en la concentración de Cr. En los ejemplos 7 a 9, 15 a 17 y 21 descritos anteriormente y sometidos al tratamiento de maduración, las relaciones de ferrita se disminuyeron por maduración, lo que da lugar a estructuras en que las fases secundarias de austenita precipitaban diminutamente en las fases de ferrita por transición de fases.

La Figura 4 es una fotografía de microscopio óptico de la aleación de dos fases del número de aleación A10 producida en los ejemplos 13. Esta fotografía de microscopio óptico se tomó después de que la superficie de la aleación de dos fases de los ejemplos 13 se sometiera a pulido espejo y grabado por campo eléctrico en una solución acuosa de ácido oxálico.

Como se muestra en la Figura 4, la estructura de la aleación de los ejemplos 13 que se sometió a un tratamiento en solución a 1100 °C después del forjado en caliente, consistía en una fase de austenita P1 que tenía un color claro y una fase de ferrita P2 que tenía un color oscuro, y las fases contienen fase de derrita y austenita diminuta, respectivamente. Se observaron estructuras similares en otras aleaciones de dos fases de la presente invención que se sometieron a procesamiento térmico. Las aleaciones de los números de aleación A9 y A11 que tienen mayores contenidos de Fe y en que podría generarse una fase o se sometieron a un tratamiento térmico a 800 °C durante 60 minutos para estudiar si se producía o no la generación de la fase o. Estas aleaciones después del tratamiento térmico se analizaron por difracción de rayos X para verificar que no se generaba fase o. Esto indica que también en otras aleaciones de otros ejemplos que incluyen adición de elementos de activación de, por ejemplo, Cu y V, excluyendo en el siguiente caso que contiene Mo, apenas se producía fase o a un intervalo de temperatura intermedio de aproximadamente 800 °C. En la aleación de los números de aleación 16 que tiene mayor contenido de Fe y que contiene una mayor cantidad de Mo, no se observa una fase o en un tratamiento en solución, sino que se observaba producción de la fase o en la posterior maduración a 800 °C.

Además, como se muestra en la tabla 2, se realizó un ensayo de resistencia global, un ensayo de corrosión y un ensayo de abrasión en las aleaciones de los presentes ejemplos 1 a 22 (números de aleación A1 a A16).

(Ensayo de resistencia global)

Se realizaron ensayos de dureza Vickers y tracción de para medir el límite de elasticidad al 0,2 %, resistencia a la tracción y alargamiento plástico. La dureza Vickers se obtuvo realizando 5 mediciones usando un medidor de dureza Vickers en condiciones de carga de 1 kg y un tiempo de aplicación de carga de 15 segundos y promediando los valores.

Se realizó un ensayo de tracción usando una probeta de ensayo que tenía un tamaño de 4,0 mm de diámetro y 20 mm de longitud de la parte paralela a temperatura ambiente de 23 °C. El grado de deformación fue de 3 x 10-4/s. En el ensayo de tracción, se ensayaron 3 muestras de cada aleación para obtener el valor promedio de las mediciones. En una curva de tensión-deformación, cuando se producía una fractura por fragilidad de una probeta de ensayo antes del punto de fluencia de la curva de tensión-deformación o en un punto medio de una tensión de flujo que tiene un endurecimiento de trabajo positivo, se definió un límite de rotura en lugar de un límite de elasticidad o resistencia a la tracción. Los resultados de estas mediciones se muestran en la tabla 2. En la tabla 2, el símbolo "*" significa que el valor se refiere a un límite de rotura obtenido en lugar de un límite de elasticidad o resistencia a la tracción. El alargamiento plástico se evaluó de la siguiente manera y los resultados se muestran en la tabla 2: A: 15 % o más. B: de un 5 a menos de un 15 %, C: de un 0,2 a menos de un 5,0 % y D: menos de un 0,2 %.

(Ensayo de corrosión)

Se realizó un ensayo de corrosión con respecto a las propiedades de resistencia a la corrosión por picadura y las propiedades de resistencia a la oxidación. En primer lugar, se evaluaron las propiedades de resistencia a la corrosión por picadura de acuerdo con JIS G0577 (2005). Específicamente, se obtuvieron 2 probetas de ensayo polarizadas que tenían un área de 10 mm x 10 mm de cada una de las aleaciones de los ejemplos 1 a 22, y se sometieron al siguiente ensayo para evaluar las propiedades de resistencia a la corrosión por picadura. Se instaló una probeta de ensayo polarizada en un hueco del electrodo de prevención de la corrosión. Se obtuvo una curva de polarización anódica usando un hueco del electrodo de prevención de la corrosión para dar un potencial eléctrico promedio correspondiente a una densidad de corriente de corrosión de 100 pA/cm2. Se usó un electrodo de calomelanos saturado como electrodo de referencia. Después de la medición, se realizó observación usando un microscopio óptico para estudiar si se generaba o no corrosión por picadura.

A continuación, se evaluaron las propiedades de resistencia a la oxidación mediante la tasa de corrosión en ácido sulfúrico de acuerdo con JIS G0591 (2000). Para cada una de las aleaciones de los ejemplos 1 a 22, se obtuvieron dos probetas de ensayo que tenían dimensiones de 3 mm (grosor) x 1,30 mm (anchura) x 40 mm (longitud), y se sometieron a un ensayo de inmersión en ácido sulfúrico en ebullición al 5 % durante 6 horas para evaluar la resistencia a ácido sulfúrico. Cada probeta de ensayo se pesó antes y después de la medición para evaluar la tasa promedio de pérdida de peso por corrosión m [g / (m2 ■ h)]. La tasa de pérdida de peso en ácido sulfúrico con respecto a cada una de las aleaciones de los ejemplos 1 a 22 se clasificó en los siguientes grados de A a D para evaluar la resistencia a ácido sulfúrico: A: m < 0,1, B: 0,1 < m < 0,3, C: 0,3 < m < 0,5 y D: 0,5 <m. Los resultados de estas evaluaciones se muestran en la tabla 2.

(Ensayo de abrasión)

La resistencia a la abrasión se evaluó mediante un ensayo de desgaste abrasivo. De cada una de las aleaciones de los ejemplos 1 a 22, se obtuvieron 2 probetas de ensayo que tenían una forma de vástago cilíndrico de 10 m (diámetro) x 20 mm (longitud), y se sometieron a un ensayo de abrasión. El ensayo de abrasión se realizó usando un abrasímetro Pin-on-Disk. El método de ensayo se describe a continuación. El ensayo de abrasión se realizó de la siguiente manera: se fija papel abrasivo resistencia al agua que tiene un tamaño de grano de 240 (pieza fija) en un disco, se rota el disco a una tasa de rotación de 200 rpm, se presiona un vástago de una probeta de ensayo (pieza móvil) contra el papel abrasivo resistente al agua a una carga de 4 kgf y se mueve el papel abrasivo resistente al agua desde el extremo de la circunferencia al centro. Se realizaron ensayos similares secuencialmente usando 3 trozos de papel abrasivo resistente al agua. El diámetro de molienda máximo fue de 156 mm y la distancia de movimiento total del vástago fue de 6 m. Por consiguiente, se midió una longitud promedio de disminución en la longitud del vástago por abrasión en dos muestras como una cantidad de abrasión en condiciones de temperatura ambiente de 22 °C en un entorno atmosférico.

Como se muestra en la tabla 6 a continuación, la disminución en el tamaño con respecto a un material de revestimiento (ejemplos comparativos 11) de un polvo de Stellite® n.° 6 (números de aleación C19) fue de 0,088 mm. En comparación con este valor como 100, se calculó un valor relativo de disminución en el tamaño de cada una de las aleaciones de dos fases de los ejemplos 1 a 22, y el valor se muestra en la tabla 2 como una evaluación de la resistencia abrasiva.

Se realizaron ensayo de resistencia global, ensayo de corrosión y ensayo de abrasión similares en otras aleaciones de los siguientes ejemplos y ejemplos comparativos.

(Ejemplos comparativos 1 a 5)

Las composiciones químicas de las aleaciones de los números de aleación A17 a A21 usadas en los ejemplos comparativos 1 a 5 correspondientes a los ejemplos 1 a 22 se muestran en la tabla 1. Se realizaron etapas similares a las de las aleaciones de los números de aleación A1 a A16 para producir aleaciones de los números de aleación A17 aA21.

Las aleaciones de los números de aleación A17 y A18 son aleaciones de dos fases basadas en Cr que no contienen Cu. Las aleaciones de los números de aleación A19 y A20 no contienen Cu y son una aleación basada en Cr de una sola fase de ferrita que contiene Cr como componente principal y una aleación basada en Ni de una sola fase de austenita que contiene Ni como componente principal, respectivamente. La aleación del número de aleación A21 es un acero inoxidable de dos fases que contiene Cu. Las relaciones de ferrita de estas aleaciones se midieron de manera similar a las aleaciones de dos fases de los números de aleación 1 a 16 de los ejemplos. Los resultados de las mediciones se muestran en la tabla 2.

Como se muestra en la tabla 2, se descubrió que una relación de ferrita de la aleación de los ejemplos comparativos 3 (números de aleación A19) era de un 100 % y tenía una sola fase de ferrita, y una relación de ferrita de la aleación de los ejemplos comparativos 4 (números de aleación A20) era de un 0 % y tenía una sola fase de austenita. Además, los ejemplos comparativos 5 (números de aleación A21) era un acero de dos fases que tenía una relación de ferrita de un 43 %.

El ensayo de resistencia global se realizó en aleaciones de los ejemplos comparativos 1 a 4 y el ensayo de corrosión se realizó en aleaciones de los ejemplos comparativos 1 a 5, y el ensayo de abrasión se realizó en aleaciones de los ejemplos comparativos 1 a 4. Los resultados de los ensayos se muestran en la tabla 2.

(Ejemplos 23 a 38)

En los ejemplos, se estudiaron aleaciones de trabajo en caliente de la presente invención que contenían elementos activos tales como V. Las composiciones químicas de las aleaciones de los números de aleación B1 a B14 usadas en los ejemplos 23 a 38 se muestran en la tabla 3, en la que el número de aleación B6 es un ejemplo útil para comprender la presente invención. Cada uno de los lingotes patrón de las aleaciones de los números de aleación B1 a B14 se produjo por fusión usando un horno de fusión de vacío de alta frecuencia. El número en paréntesis en la tabla 3 representa una tasa de cada uno de V, Nb, Ta y Ti en comparación con el % atómico total de C, N y O. En la aleación de B8, se añadieron conjuntamente Nb y Ti, y las tasas de las cantidades añadidas fueron 0,51 y 0,49 respectivamente y la tasa total fue 1,00.

Los lingotes resultantes se sometieron a un tratamiento de forjado en caliente y un tratamiento térmico en solución en condiciones similares a las de las aleaciones de los números de aleación A1 a A21. Después, todas las aleaciones se sometieron a un tratamiento térmico de maduración.

Se realizó el tratamiento térmico de maduración, como se muestra en la tabla 4, en las siguientes condiciones: mantenimiento a temperaturas de 800, 900 y 1000 °C en el número de aleación B6 o a 900 °C en todas las demás aleaciones durante 60 minutos, seguido de refrigeración en agua. Por consiguiente, se estabilizó el C, N y O mediante reacciones con elementos activos de V, Nb, Ta y Ti, y al mismo tiempo, se produjo un control de la relación de fases para producir los ejemplos 23 a 38 de aleaciones de los números de aleación B1 a B14.

Por consiguiente, las aleaciones de los números de aleación B1 a B14 estabilizadas por elementos activos eran aleaciones basadas en Cr que contenían Cr como componente principal y que contenían de un 0,11 a un 4,53 % en masa de Cu, y eran aleaciones de dos fases que consistían en una fase de ferrita y una fase de austenita. La aleación de los números de aleación B14 contenía además Mo. Las relaciones de ferrita de las aleaciones de los números de aleación B1 a B14 se muestran en la tabla 4. Las relaciones de ferrita de las presentes realizaciones se obtuvieron por análisis EBSP de manera similar a los ejemplos 1 a 22. Además, las aleaciones de los números de aleación B12 y B13 que tenían un contenido mayor de Fe y en que podía generarse fase o se sometieron a un tratamiento térmico a 800 °C durante 60 minutos para estudiar si se producía o no generación de fase o. Estas aleaciones tratadas con calor se analizaron por difracción de rayos X para verificar que no se generaba fase o de manera similar a las aleaciones de la serie A. Esto indica que difícilmente se produce fase o a un intervalo de temperatura intermedia de aproximadamente 800 °C en aleaciones de la serie B de los ejemplos.

Además, se realizaron un ensayo de resistencia global, un ensayo de resistencia a la corrosión y un ensayo de abrasión en aleaciones de los ejemplos 23 a 38 (números de aleación B1 a B14). Los resultados se muestran en la tabla 4.

<Aleación de colada y aleación en polvo>

(Ejemplos 39 a 51)

Se estudiaron materiales fundidos de aleación de dos fases y aleaciones en polvo de la presente invención. Las composiciones químicas de las aleaciones de los números de aleación C1 a C8 que son materiales fundidos de aleaciones de dos fases de la presente invención usados en los ejemplos 39 a 46 se muestran en la tabla 5 En primer lugar, se produjo un material fundido de una aleación de cada uno de los números de aleación C1 a C4 añadiendo cantidades diminutas de Cu y Al, y Mo formulado según lo necesario para un lingote patrón de una aleación de cada uno de los números de aleación A4, 5 y 8 en atmósfera de Ar, volviendo a fundirlos y moldeando el material líquido en un troquel de cobre de refrigeración con agua equipado con una entrada para materiales líquidos en la parte superior. El tamaño del lingote moldeado fue de 40 mm de diámetro exterior y 100 mm de longitud. A continuación, se produjeron materiales fundidos de aleación de los números de aleación C5 a C8 añadiendo al menos uno o más de V, Nb, Ta y Ti formulados con cantidades diminutas de Cu y Al conjuntamente cuando se volvían a fundir los lingotes patrón de las aleaciones de los números de aleación A4, 5, 8 y 10, fundiéndolos y moldeándolos en el mismo tamaño que el descrito anteriormente. La aleación de los números de aleación C5 se sometió a un tratamiento en solución a 1100 °C durante 1 hora y la aleación de los números de aleación C8 se somete a un tratamiento en solución a 1200 °C durante 1 hora seguido de un tratamiento de maduración a 900 °C durante 1 hora para producir los ejemplos 43 y 46, respectivamente.

Se obtuvieron probetas de ensayo de la parte inferior y central del lingote preparado y se sometieron a un examen estructural, una medición de dureza Vickers, un ensayo de resistencia global, un ensayo de corrosión y un ensayo de abrasión. Los resultados de relaciones de ferrita, dureza Vickers, propiedades de resistencia global y los resultados del ensayo de corrosión y el ensayo de abrasión de las aleaciones d ellos ejemplos 39 a 46 (números de aleación C1 a 8) se muestran en la tabla 6.

A continuación, las composiciones químicas de las aleaciones de los números de aleación C9 a C13, que son aleaciones en polvo de aleaciones de dos fases de la presente invención usadas en los ejemplos 47 a 51 se muestran en la tabla 5. En primer lugar, se obtuvieron aleaciones en polvo de los números de aleación C9 y C10 añadiendo cantidades diminutas de Cu y Al a los lingotes patrón de aleaciones de los números de aleación A4 y 5 en atmósfera de Ar, volviendo a fundirlos y pulverizándolos mediante un método de atomización con gas. Además, se obtuvieron aleaciones en polvo de los números de aleación C11 a C13 añadiendo cantidades diminutas de Cu y Al, y Mo formulado según lo necesario y además al menos uno o más de V, Nb, Ta y Ti conjuntamente a los lingotes patrón de aleaciones de los números de aleación A4, 5 y 10, fundiéndolos y pulverizándolos mediante un método de atomización con gas. Cada una de las aleaciones en polvo que tenían un diámetro de partícula en un intervalo de 50 a 200 gm se obtuvo por clasificación. Estas aleaciones en polvo se acumularon sobre una superficie de acero SUS 304 disponible en el mercado mediante un método de soldadura de plasma de revestimiento en polvo hasta aproximadamente un grosor de 5 mm. Las condiciones de soldadura de revestimiento fueron corriente del arco de 120 A, voltaje de 25 V y una tasa de soldadura de 9 cm/minuto.

Se obtuvieron probetas de ensayo para un examen estructural, una medición de dureza Vickers, un ensayo de corrosión y un ensayo de abrasión de una superficie de la parte acumulada de las aleaciones de dos fases de la presente invención y se evaluaron las propiedades de las probetas de ensayo. Los resultados de la evaluación de las propiedades descritas anteriormente de aleaciones de los ejemplos 47 a 51 (números de aleación C9 a C13) se muestran en la tabla 6.

(Ejemplos comparativos 6 a 11)

Las composiciones químicas de las aleaciones de los números de aleación C14 a C19 usadas en los ejemplos comparativos 6 a 11 correspondientes a los ejemplos 39 a 51 se muestran en la tabla 5. Las aleaciones polvo de los números de aleación C14 y C16 se produjeron mediante una etapa de colada similar a la descrita anteriormente usando una aleación de dos fases basada en Cr de los números de aleación A17 que no contienen Cu, una aleación de una sola fase de ferrita basada en Cr de A19 y un acero de dos fases de A21 que contiene Cu como lingotes patrón. Se produjeron aleaciones en polvo de los números de aleación C17 a C19 mediante una etapa de atomización con gas similar a la descrita anteriormente volviendo a fundir los mismos lingotes patrón de las aleaciones de los números de aleación A17 y A19 y el Stellite® n.° 6 disponible en el mercado.

Usando probetas de ensayo obtenidas de materiales de revestimiento hechos de las aleaciones descritas anteriormente de los materiales fundidos y aleaciones en polvo, se hizo una medición y un ensayo similar a los de la aleación de dos fases de material fundido de los ejemplos 39 a 46 y materiales de revestimiento de los ejemplos 47 a 51 que fueron por motivos de comparación. Los resultados se muestran en la tabla 6 como ejemplos comparativos 6 a 11.

A continuación, se describen los resultados de evaluación de resistencia global, resistencia a la corrosión y resistencia a la abrasión de una aleación de dos fases de la presente invención.

[Evaluación de resistencia global]

La dureza Vickers aumentó linealmente de acuerdo con el aumento en la relación de ferrita. La dureza Vickers llegó a ser de 400 o más cuando la relación de ferrita llegaba a ser de aproximadamente 40 % o más.

Se aumentó el límite de elasticidad de acuerdo con el aumento en la relación de ferrita. Como se muestra en la tabla 2 o la tabla 4, un límite de elasticidad excesivamente alto puede disminuirse reduciendo la relación de ferrita mediante un tratamiento de maduración. Esto contribuye a una mejora de la ductilidad como se describe a continuación.

Cuando la relación de ferrita excedía de un 60 %, el alargamiento plástico llegaba a ser de un 5.0 % o menos (clasificado como C) en proporción inversa al aumento en el límite de elasticidad y una aleación de ferrita de una sola fase con la relación de ferrita de un 100 % se fracturó antes del punto de fluencia (clasificado como D).

Las aleaciones de dos fases en que se disminuía una cantidad de Cr o se disminuía una cantidad de la fase de ferrita mediante un tratamiento térmico de maduración a 800 hasta 1000 °C mostraron alargamiento que excedía un 20 %.

Como se muestra en la tabla 4, aleaciones de dos fases a las que se añadían elementos activos tales como V, tenían una tendencia a aumentar claramente en el alargamiento plástico en comparación con aleaciones de dos fases que no contenían elemento activo mostradas en la tabla 2. En la tabla 2 y 4, se clasificaron más aleaciones en la tabla 4 como A. Por otro lado, como las aleaciones de dos fases (números de aleación C1 a C8) producidas por etapas de colada tenían una estructura solidificada por extinción desde una alta temperatura, las relaciones de ferrita llegaron a ser mayores para reducir el alargamiento.

[Evaluación de la resistencia a la corrosión]

En aleaciones de dos fases que contienen Cu y aleaciones de los ejemplos comparativos 1 a 10, se produjeron resultados favorables con respecto a las propiedades de resistencia a corrosión por picadura. Es decir, el potencial eléctrico de cada una de las aleaciones correspondientes a la densidad de corriente de corrosión de 100 |jA/cm2 era 1000 mV (frente a SHE) o más, y en el intervalo mayor de este potencial eléctrico, se generaba oxígeno en la región transpasiva. En todas las aleaciones ensayadas, no se observó generación de corrosión por picadura. Por otro lado, en Stellite® de los ejemplos comparativos 11, la densidad de corriente de corrosión excedía de 100 jA /cm 2 a un potencial eléctrico de 400 mV (frente a SHE).

Como se muestra en las tablas 2, 4 y 6, en aleaciones de dos fases que contienen de un 0,1 a un 4,65 % en masa de Cu, una tasa promedio de pérdida de peso por corrosión m era menor de 0,1 g/(m2 h), y la resistencia a ácido sulfúrico se clasificó como la mejor clase A. Los ejemplos comparativos 1 y 2, que eran aleaciones de dos fases sin adición de Cu se clasificaron como B, y se confirmó el efecto de la adición de Cu sobre la resistencia a la corrosión. En aleaciones que contiene Cu y Mo conjuntamente, el valor de m era menor de 0,1 g/(m2 h) y se clasificó como la mejor clase A.

Por otro lado, los ejemplos comparativos 5 y 8 de aceros inoxidables de dos fases con Cu añadido se clasificaron como clase B y C, respectivamente. En Stellite n.° 6 de los ejemplos comparativos 11, la tasa de pérdida de peso fue 152 g/(m2 h) y fue desfavorable en la resistencia a ácido sulfúrico.

De acuerdo con los resultados de los ensayos de corrosión con respecto a las propiedades de resistencia a corrosión por picadura y resistencia a ácido sulfúrico, una resistencia a la corrosión de una aleación de dos fases que contenía Cr como componente principal se clasificó como buena, y la resistencia a ácido sulfúrico de la aleación de dos fases se mejoró adicionalmente por adición de Cu, y la alta resistencia a la corrosión global pudo mejorarse adicionalmente.

[Evaluación de la resistencia a la abrasión]

La resistencia a la abrasión se expresó en un valor relativo basado en la cantidad de abrasión de Stellite® n.° 6 como 100, y disminuyó en general en proporción inversa al aumento en la dureza, es decir, aumento en la cantidad de una fase de ferrita. Todas las aleaciones excepto los ejemplos comparativos 4 (números de aleación A20), que es una aleación de una sola fase de austenita, fueron superiores a Stellite® n.° 6 en la resistencia a la abrasión.

Por tanto, cada una de las aleaciones de dos fases de materiales de trabajo en caliente, materiales fundidos y materiales de revestimiento formados con polvos de la presente invención contiene una fase de ferrita dura, que puede dar lugar a mejora de resistencia a la abrasión de eficaz.

Por enriquecimiento con Cr como se describe anteriormente para proporcionar una aleación de dos fases que incluya fases de ferrita y austenita de los ejemplos en lugar de una sola de ferrita, puede mantenerse la resistencia global y alargamiento como propiedades del material. Además, como los elementos constituyentes incluyen Cu, puede conseguirse alta resistencia a la corrosión. Además, como está contenida una fase de ferrita dura, puede mejorarse la resistencia a la abrasión.

Dicha aleación de dos fases que tiene propiedades versátiles y favorables diversas, puede usarse como un material de trabajo en caliente, un material fundido y un material de revestimiento formado a partir de polvos, y es específicamente apropiada para materiales para aparatos sometidos a atmósfera de corrosión intensa.

Las aleaciones de dos fases descritas anteriormente de los ejemplos de la presente invención contienen Cr barato como componente principal, y se confirma que las aleaciones de dos fases son superiores en resistencia global, resistencia a la corrosión y resistencia a la abrasión con respecto a las convencionales incluso en circunstancias de alta corrosión tal como en un pozo petrolífero.

Leyenda

P1 ... fase de austenita; y

P2 ... fase de ferrita.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una aleación de dos fases basada en Cr que comprende dos fases de una fase de ferrita (P2) y una fase de austenita (P1) en un estado mezclado, en la que

una composición química de la aleación de dos fases basada en Cr consiste en un componente principal, un componente accesorio, impurezas, un primer componente accesorio opcional y un segundo componente accesorio opcional,

el componente principal consiste en un 33 % en masa o más y un 65 % en masa o menos de Cr, un 18 % en masa o más y un 40 % en masa o menos de Ni y un 10 % en masa o más y un 33 % en masa en menos de Fe,

el componente accesorio consiste en un 0,1 % en masa o más y un 2 % en masa o menos de Mn, un 0,1 % en masa o más y un 1,0 % en masa o menos de Si, un 0,0055 en masa o más y un 0,05 % en masa o menos de Al y un 0,1 % en masa o más y un 5,0 % en masa o menos de Cu,

las impurezas contienen más de un 0 % en masa y un 0,04 % en masa o menos de P, más de un 0 % en masa y un 0,01 % en masa o menos de S, más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de C, más de un 0 % en masa y un 0,02 % en masa o menos de N y más de un 0 % en masa y un 0,03 % en masa o menos de O, en la que

el primer componente accesorio opcional es de un 0,1 % en masa o más y de un 3,0 % en masa o menos de Mo, y en la que

el segundo componente accesorio opcional consiste en al menos de V, Nb, Ta y Ti, y

una relación de contenido atómico total de V, Nb, Ta y Ti está en un intervalo de 0,8 veces o más y 2 veces o menos de una relación de contenido atómico total de C, N y O.

2. La aleación de dos fases basada en Cr de acuerdo con la reivindicación 1, en la que una tasa de ocupación de la fase de ferrita (P2) es de un 10 % o más y un 95 % o menos.

3. La aleación de dos fases basada en Cr de acuerdo con la reivindicación 1, en la que el componente de Ni está en un intervalo de un 23 % en masa o más y un 40 % en masa o menos.

4. La aleación de dos fases basada en Cr de acuerdo con la reivindicación 3, en la que una relación de ocupación de la fase de ferrita (P2) es de un 10 % o más y un 955 o menos.

5. Un producto de aleación de dos fases que es un producto que usa una aleación de dos fases, en el que la aleación de dos fases es la aleación de dos fases basada en Cr de acuerdo con la reivindicación 1.

6. Un producto de aleación de dos fases que es un producto que usa una aleación de dos fases, en el que la aleación de dos fases es la aleación de dos fases basada en Cr de acuerdo con la reivindicación 3.

7. El producto de aleación de dos fases de acuerdo con la reivindicación 5, en el que el producto es un cuerpo moldeado que tiene una estructura forjada.

8. El producto de aleación de dos fases de acuerdo con la reivindicación 6, en el que el producto es un cuerpo moldeado que tiene una estructura fundida.

9. El producto de aleación de dos fases de acuerdo con la reivindicación 6, en el que el producto es un polvo.