ES2214805T3 - Utilizacion de un acero fundido resistente al calor para partes estructurales para cuerpos de turbinas. - Google Patents
Utilizacion de un acero fundido resistente al calor para partes estructurales para cuerpos de turbinas.Info
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Abstract
Esta invención proporciona un acero colado resistente al calor que es un material de acero de alto-Cr que tiene una excelente resistencia a altas temperaturas y por tanto utilizable para usos como carcasas de turbinas de vapor capaces de ser usados incluso a temperaturas de vapor de 600ºC o superiores. Este acero colado resistente al calor contiene, en porcentaje de peso, 0,07 a 0,15% de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de manganeso, 8 a 10% de cromo, 0,01 a 1,0% de níquel, 0,1 a 0,3 de vanadio, un total de 0,01 a 0,2% de niobio y tantalio, 0,1 a 0,7% de molibdeno, 1 a 2,5% de wolframio, 0,1 a 5% de cobalto, 0,03 a 0,07% de nitrógeno con 0,001 a 0,2% de al menos uno de hafnio o neodimio y una adición opcional de boro, el resto es hierro y impurezas inherentes.
Description
Utilización de un acero fundido resistente al
calor para partes estructurales para cuerpos de turbinas.
La presente invención se refiere a aceros
moldeados resistentes al calor que se pueden utilizar como
materiales estructurales para la fabricación de recipientes a
presión tales como los cuerpos envolventes de turbinas de vapor
para generación de potencia termoeléctrica.
Los materiales convencionales resistentes a alta
temperatura para cuerpos envolventes para turbinas de vapor de
generación de potencia eléctrica incluyen acero moldeado 2,25%CrMo,
acero moldeado CrMo, acero moldeado CrMoV y acero moldeado 12Cr.
Entre estos aceros moldeados, la utilización de aceros moldeados
que comprenden aceros de baja aleación tales como acero moldeado
2,25%CrMo, acero moldeado CrMo y acero moldeado CrMoV está
restringida a centrales que tienen una temperatura de vapor hasta
566ºC a causa de su resistencia limitada a temperaturas elevadas.
Por otra parte, el acero moldeado 12Cr (por ejemplo, los que se dan
a conocer en la solicitud de Patente japonesa Nº
59-216322 y similares) tienen una mejor resistencia
a la alta temperatura que los aceros moldeados que comprenden
aceros de baja aleación, y por lo tanto se pueden utilizar en
instalaciones que trabajan a temperaturas de vapor aproximadamente
hasta 600ºC. No obstante, si la temperatura de vapor supera 600ºC,
el acero moldeado 12Cr tiene una resistencia a elevada temperatura
que es insuficiente y difícilmente se puede utilizar para
recipientes de la presión tales como cuerpos de turbina de
vapor.
Las Patentes
EP-A-0896071 Y
EP-A-0887431 son documentos
intermedios que se refieren a materiales para rotores de turbinas
de vapor fabricados a partir de aceros forjados.
Un objetivo de la presente invención consiste en
dar a conocer aceros moldeados resistentes al calor que son
materiales de acero con alto contenido de Cr con excelente
resistencia a la elevada temperatura y, por lo tanto, adecuados
para su utilización como materiales para cuerpos de turbinas de
vapor de alta temperatura capaces de ser utilizados incluso con
temperaturas de vapor de 600ºC o superiores.
Con este objetivo, los inventores han realizado
intensas investigaciones y han descubierto los aceros moldeados con
excelente resistencia al calor que se describirán a
continuación.
De acuerdo con la presente invención, se da a
conocer una composición de acero moldeado resistente a alta
temperatura, destinado al moldeo de materiales estructurales para
endurecimiento y temple de cuerpos de turbinas de vapor,
conteniendo la composición en porcentaje en peso 0,07 a 0,15% de
carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de manganeso, 8 a 10% de
cromo, 0,01 a 1,0% de níquel, 0,1 a 0,3% de vanadio, un total de
0,01 a 0,2% de niobio y tántalo, 0,1 a 0,7% de molibdeno, 1 a 2,5%
de tungsteno, 0,1 a 5% de cobalto, 0,001 a 0,03% de nitrógeno,
0,002 a 0,01% de boro y 0,001 a 0,2% de, como mínimo, uno de hafnio
o neodimio, siendo el resto hierro e impurezas
incidentales.
incidentales.
Un acero moldeado resistente al calor de acuerdo
con la presente invención es el acero moldeado antes descrito en el
que el índice A (%) definido por la siguiente ecuación en base a
porcentaje en peso es 8% o menos.
- Índice A (%) = (contenido Cr) (%) + 6(contenido Si) (%) + 4(contenido Mo) (%) + 3(contenido W) (%) + 11(contenido V) (%) + 5(contenido Nb) (%) - 40(contenido C) (%) - 2(contenido Mn) (%) - 4(contenido Ni) (%) - 2(contenido Co) (%) - 30(contenido N) (%)
Tal como se ha descrito anteriormente, el acero
moldeado resistente al calor de la presente invención tiene
excelente resistencia a alta temperatura y, por lo tanto, es
utilizable como material para cuerpos de turbina de vapor de alta
temperatura para su utilización en centrales eléctricas de presión
hipercrítica con una temperatura de vapor superior a 600ºC. Por lo
tanto, el acero moldeado resistente al calor de la presente
invención es utilizable en la elevación adicional de la temperatura
de funcionamiento de las centrales eléctricas actuales de presión
hipercrítica (con una temperatura de vapor aproximada de 600ºC)
para permitir ahorros en combustibles fósiles y, además, reducir la
cantidad de dióxido de carbono emitido y contribuir, por lo tanto, a
la mejora del medio ambiente.
La adición de B al acero moldeado resistente al
calor mejora ligeramente su resistencia a alta temperatura. Como
consecuencia, el acero moldeado resistente al calor hace posible el
funcionamiento de centrales eléctricas de presión hipercrítica con
mayor fiabilidad.
La resistencia a alta temperatura queda
modificada además por la adición de Mn, haciendo posible el acero
moldeado resistente al calor el operar centrales eléctricas de
presión hipercrítica en condiciones de alta temperatura, y por lo
tanto, es útil en conseguir ahorros de combustibles fósiles y
reducir la cantidad de dióxido de carbono emitido.
La resistencia a alta temperatura es mejorada
adicionalmente por la adición de Hf, de manera que el acero
moldeado resistente al calor hace posible el funcionamiento de
centrales eléctricas de presión hipercrítica en condiciones de alta
temperatura, y por lo tanto, se puede decir que son útiles en
conseguir ahorros de combustible fósil y reducir la cantidad de
dióxido de carbono emitido.
La resistencia a alta temperatura es mejorada
adicionalmente por la adición combinada de Nd y Hf, haciendo el
acero moldeado resistente al calor que sea posible el
funcionamiento de centrales eléctricas a presión hipercrítica en
condiciones de alta temperatura y, por lo tanto, es útil en
conseguir ahorro de combustibles fósiles y reducir la cantidad de
dióxido de carbono emitido.
El efecto del índice A proporciona un material en
el que la formación de ferrita \delta (estructura que provoca una
reducción de la resistencia a alta temperatura y asimismo la
reducción de ductibilidad y tenacidad) se reduce imponiendo
restricciones en el contenido de los elementos de aleación. Por lo
tanto, el acero moldeado resistente al calor hace posible el
funcionamiento de centrales eléctricas a presión hipercrítica a
temperaturas más elevadas, y por lo tanto, es útil para conseguir
ahorro de combustibles fósiles y reducir la cantidad de dióxido de
carbono emitido.
Los inventores han hecho extensas investigaciones
a efectos de mejorar la resistencia a alta temperatura utilizando
un acero de alto contenido en Cr como material básico y controlando
el contenido de los elementos de aleación de manera estricta, y han
descubierto nuevos aceros moldeados resistentes al calor que tienen
excelentes características de resistencia a alta temperatura que no
se han observado en los materiales convencionales.
Las razones para las restricciones de contenido
en el acero moldeado resistente al calor de la presente invención
se describen a continuación. En la siguiente descripción, todos los
porcentajes utilizados para representar contenido se indican en
peso, si no se expresa lo contrario.
C (carbono): C, junto con N, forma
carbonitruros, y por lo tanto, contribuye a la mejora de la
resistencia a la rotura por fatiga a alta temperatura
("creep"). Además, el C actúa como elemento formador de
austenita inhibiendo la formación de ferrita \delta. Si su
contenido es menor de 0,07% en peso, no se producirá efecto
suficiente, mientras que si su contenido es superior a 0,15% en
peso, los carbonitruros se agregarán durante la utilización
formando granos groseros como resultado de la reducción en la
resistencia a elevada temperatura a largo plazo. Además, un elevado
contenido de C comportará características de soldadura reducidas y
por lo tanto puede provocar dificultades tales como grietas de
soldadura durante la fabricación de recipientes a presión y
similares. Por estas razones, C no se debe añadir en una cantidad
superior a la requerida para mejorar la resistencia a alta
temperatura por la formación de carbonitruros y para inhibir la
formación de ferrita \delta. De acuerdo con ello, el contenido de
C debe controlarse en una gama de 0,07 a 0,15%. La gama preferente
es de 0,08 a 0,14%.
Si (silicio): el Si es eficaz como
desoxidante. Además, el Si es un elemento requerido para asegurar
buena capacidad de flujo en fusión porque, para materiales de acero
moldeado, el caldo de fusión debe fluir hacia la totalidad de las
esquinas del molde. No obstante, dado que el Si tiene el efecto de
provocar reducción de tenacidad y resistencia a alta temperatura y,
además, aumenta la formación de ferrita \delta, es necesario
minimizar su contenido. Si este contenido es menor de 0,05%, no se
puede asegurar un flujo suficiente del caldo de fusión, mientras
que si su contenido es superior a 0,3%, se manifiestan las
dificultades que se han descrito anteriormente. De acuerdo con
ello, el contenido de Si debe encontrarse en una gama de 0,05% a
0,3%. La gama preferente es de 0,1 a 0,25%.
Mn (manganeso): el Mn es un elemento útil
como desoxidante. Además, el Mn tiene el efecto de inhibir la
formación de ferrita \delta. Por otra parte, la adición de una
cantidad grande de este elemento provocará la reducción de la
resistencia a la rotura "creep". Como consecuencia, la adición
de más de 1% de Mn es poco deseable. No obstante, teniendo en
cuenta las cohesiones de forja en la etapa de fabricación de acero,
un contenido de Mn no inferior a 0,1% es ventajoso desde el punto de
vista de costes porque facilita el control de la chatarra. De
acuerdo con ello, el contenido de Mn debe encontrarse en una gama
de 0,1 a 1%.
Cr (cromo): el Cr forma un carburo y por
lo tanto contribuye a la mejora de la resistencia a la rotura
"creep". Además, el Cr se disuelve en la matriz mejorando la
resistencia a la oxidación y contribuyendo asimismo a la mejora de
la resistencia a alta temperatura a largo plazo al conseguir mayor
resistencia en la propia matriz. Si su contenido es menor de 8%, no
se consigue suficiente efecto, mientras que si su contenido es
superior a 10%, la formación de ferrita \delta tenderá a tener
lugar y a provocar la reducción de resistencia y tenacidad. De
acuerdo con ello, el contenido de Cr se debe encontrar en una gama
de 8 a 10%. La gama de valores preferentes es de 8,5 a 9,5%.
V (vanadio): el V forma un carbonitruro y
por lo tanto mejora la resistencia a la rotura "creep". Si su
contenido es menor de 0,1%, no se producirá suficiente efecto. Por
otra parte, si su contenido es superior a 0,3%, la resistencia a la
rotura "creep", por el contrario, se reducirá. De acuerdo con
ello, el contenido de V debe encontrarse en una gama de valores de
0,1 a 0,3%. La gama preferente es la comprendida entre 0,15 y
0,25%.
Nb (niobio) y Ta (tántalo): Nb y Ta
forman carbonitruros y por lo tanto contribuyen a la mejora de la
resistencia a alta temperatura. Además, provocan la precipitación
de los carburos más finos (M_{23}C_{6}) a altas temperaturas y
por lo tanto contribuyen a la mejora de la resistencia a la rotura
"creep" a largo plazo. Si su contenido total es menor de 0,01%
en peso, no se conseguirá un efecto suficiente. Por otra parte, si
su contenido total es superior a 0,2% en peso, los carburos de Nb y
Ta formados durante la fabricación de lingotes de acero no se
disolverán por completo en la matriz durante el tratamiento
térmico, teniendo como resultado una reducción en la tenacidad. De
acuerdo con ello, el contenido total de Nb y Ta debe encontrarse en
una gama de valores de 0,01 a 0,2%. La gama preferente es de 0,03 a
0,07%.
Mo (molibdeno): el Mo, junto con W, se
disuelve en la matriz y por lo tanto mejora la resistencia a la
rotura "creep". Si se añade Mo solo, se puede utilizar en una
proporción aproximada de 1,5%. No obstante, si se añade también W
tal como ocurre en la presente invención, el W es más eficaz en la
mejora de la resistencia a alta temperatura. Además, si se añaden Mo
y W en cantidades indebidamente grandes, se formará ferrita
\delta provocando la reducción en la resistencia de rotura
"creep". Dado que la adición de W solo no confiere suficiente
resistencia a alta temperatura, se tiene que añadir como mínimo una
pequeña cantidad de Mo. Es decir, el contenido de Mo no debe ser
menor de 0,1% en este acero moldeado. De acuerdo con ello, teniendo
en cuenta el equilibrio con el contenido de W, el contenido de Mo
debe encontrarse con una gama de valores de 0,1 a 0,7%. La gama de
valores preferente es de 0,1 a 0,5%.
W (tungsteno): Tal como se ha descrito
anteriormente, el W, junto con Mo, se disuelve en la matriz y por
lo tanto mejora la resistencia a la rotura "creep". El W es un
elemento que muestra un efecto de aumento de resistencia de la
solución sólida más potente que el Mo, y por lo tanto es eficaz en
la mejora de la resistencia a alta temperatura. No obstante, si se
añade W en una cantidad demasiado grande, se formarán ferrita
\delta y una gran cantidad de la fase de Laves provocando la
reducción en la resistencia a la rotura "creep". De acuerdo
con ello, teniendo en cuenta el equilibrio con el contenido de Mo,
el contenido de W debe encontrarse en una gama de valores de 1 a
2,5%. La gama preferente es aproximadamente de 1,5 a 2%.
Co (cobalto): el Co se disuelve en la
matriz inhibiendo la formación de ferrita \delta. Si bien el Co
tiene la función de inhibir la formación de ferrita \delta tal
como Ni, el Co no reduce la resistencia a alta temperatura en
contraste con Ni. Como consecuencia, si se añade Co, los elementos
que aumentan la resistencia (por ejemplo, Cr, W y Mo) se pueden
añadir en cantidades superiores al caso en el que no se añade Co.
Como resultado, se puede conseguir una elevada resistencia a la
rotura "creep". Además, el Co tiene también el efecto de
aumentar la resistencia al ablandamiento en el temple y es por lo
tanto eficaz en hacer mínimo el ablandamiento del material durante
la utilización. Estos efectos se manifiestan al añadir Co en una
cantidad no inferior a 0,1%, si bien puede depender en el contenido
de otros elementos. No obstante, en el sistema de composición del
acero moldeado resistente al calor de la presente invención, la
adición de más de 5% de Co tiende a inducir la formación de
compuestos intermetálicos tales como fase \sigma. Una vez se han
formado dichos compuestos intermetálicos, el material se volverá
frágil. Además, esto condiciona también a la reducción de la
resistencia a la rotura "creep" a largo plazo. De acuerdo con
ello, el contenido de Co debe encontrarse en una gama de 0,1 a 5%.
La gama preferente es de 2 a 4%.
N: el N, junto con C y elementos de
aleación, forma carbonitruros y, por lo tanto, contribuye a la
mejora de la resistencia a alta temperatura. Por otra parte, en
este acero moldeado resistente al calor, no solamente la formación
de carbonitruros, sino también la adición de B tal como se
describirá más adelante es también eficaz en la mejora de la
resistencia a alta temperatura. No obstante, el B se combina
fácilmente con N en un acero formando una inclusión no metálica,
BN. Como consecuencia, en el acero que contiene N, el efecto de B
añadido al mismo es contrarrestado por N y, por lo tanto, el B no
aporta una mejora suficiente en la resistencia a alta temperatura. A
efectos de permitir que la adición de B muestre su efecto del modo
más completo posible, la cantidad de N añadido se debe hacer
mínima. Por lo tanto, cuando se desea conseguir el mayor efecto
producido por la adición de B y, por lo tanto, mejorar la
resistencia a alta temperatura, el contenido de N debe ser de modo
deseable no superior a 0,01%. No obstante, en el caso de que se
añada B a efectos de producir un efecto no necesariamente
suficiente pero que sirve para suplementar el efecto de los
carbonitruros en el aumento de la resistencia a la precipitación,
la adición de B se puede esperar que aporte una mejora en la
resistencia a alta temperatura para un contenido de N no superior a
0,03%. Por otra parte, si el contenido de N no es menor de 0,03%,
se asegura por la formación de carbonitruros una resistencia a alta
temperatura suficiente. De acuerdo con ello, en el acero moldeado
resistente al calor en el que la resistencia a alta temperatura se
mejora utilizando el efecto de B en cierta medida, se permite un
contenido de N hasta 0,03% a efectos de minimizar la formación de
BN. Por otra parte, el límite menor del contenido de N es un nivel
inevitablemente introducido no inferior a 0,001%. Por lo tanto, en
el caso en el que la adición de B se tome en consideración, el
contenido de N debe encontrarse en una gama de 0,001 a 0,03%. La
gama preferente es de 0,001 a 0,01%.
B (boro): el B tiene el efecto de aumentar
la resistencia en el límite de los granos y, por lo tanto,
contribuye a la mejora de la resistencia a la rotura "creep".
En particular, el acero moldeado resistente al calor, que muestra
mejoras en la resistencia a la rotura "creep", es un material
diseñado de manera que el efecto de B se puede exhibir en mayor
medida limitando el contenido de N, lo que inhibe el efecto de B
tal como se ha explicado en relación con N. No obstante, si se
añade B en cantidades excesivamente grandes que superan 0,01%, se
tendrá como resultado el deterioro de la capacidad de soldadura y
la reducción de tenacidad. Por otra parte, si el contenido de B es
menor de 0,002%, no producirá el efecto suficiente. De acuerdo con
ello, el contenido de B debe encontrarse en una gama de 0,002 a
0,01%. La gama preferente es de 0,003 a 0,007%.
Nd (neodimio): el Nd forma un carburo y un
nitrudo que se encuentran finamente dispersados en la matriz
mejorando la resistencia a alta temperatura, en particular, la
resistencia a la rotura "creep". Además, se cree que una parte
de Nd se disuelve en la matriz y, por lo tanto, contribuye a un
aumento de resistencia de la solución sólida. Estos efectos son
útiles incluso en el caso de que se añada una cantidad
extremadamente pequeña de Nd. En realidad, estos efectos se
observan incluso para un contenido de Nd de 0,001%. No obstante, la
adición de una cantidad excesivamente grande de Nd producirá la
tenacidad del material y, por lo tanto, resultará más frágil. De
acuerdo con ello, el contenido de Nd no debe ser superior a 0,2%.
La gama preferente de valores es de 0,005 a 0,015%.
Ni: el Ni es eficaz para mejorar la
tenacidad. Además, el Ni tiene también el efecto de reducir el Cr
equivalente y, por lo tanto, inhibir la formación de ferrita
\delta. No obstante, dado que la adición de este elemento puede
provocar una reducción en la resistencia a la rotura "creep",
el contenido de Ni se restringe a un valor no superior a 0,2% en
aceros moldeados en los que no se añade Nd. No obstante, el Nd es
muy efectivo en la mejora de la resistencia a la rotura
"creep" y, tal como se describe anteriormente, la resistencia a
alta temperatura se puede mejorar añadiendo una cantidad
extremadamente reducida de Nd. Como consecuencia, la restricción del
contenido de Ni se puede reducir por la adición de Nd. Por lo
tanto, cuando se añade Nd, la reducción de resistencia a alta
temperatura se puede impedir por un contenido de Nd hasta 1% si se
añade Ni. Su límite inferior se determina de 0,01%, teniendo en
cuenta la cantidad de Ni que habitualmente se introduce como
impureza incidental. En la presente invención, se añade Co como
elemento que muestra los efectos de Ni, de manera que el papel del
Ni se puede llevar a cabo por el Co. No obstante, dado que el Co es
un elemento de precio elevado, es necesario desde el punto de vista
económico reducir el contenido de Co en la mayor medida posible. De
acuerdo con ello, el contenido de Ni debe encontrarse en una gama
de valores de 0,01 a 1%. La gama preferente es de 0,01 a 0,7%.
Hf (hafnio): el Hf es un elemento de
aleación que se añade a superaleaciones basadas en níquel y
similares, y es muy eficaz en la mejora de la resistencia de los
límites de granos consiguiendo una mejora en la resistencia a
temperatura elevada y, en particular, resistencia a la rotura
"creep". Este efecto del Hf es también útil en la mejora de la
resistencia a alta temperatura de materiales de acero moldeado
resistente al calor. En particular, Hf es muy eficaz en la mejora
de la resistencia a la rotura "creep". Además del efecto antes
descrito, el Hf tiene el efecto de mejorar la resistencia a la
rotura "creep" a largo plazo de aceros de alto Cr, por ejemplo,
disolviéndose en la matriz aumentando la resistencia de la propia
matriz, retardando la agregación y el carácter grosero de los
carburos, y formando carburos finos y contribuyendo por lo tanto a
resistencia a la precipitación. Estos efectos son útiles incluso
cuando se añade una cantidad extremadamente reducida de Hf. En
realidad, estos efectos se observan incluso para un contenido de Hf
de 0,001%. No obstante, la adición de una cantidad excesiva de Hf
reducirá la tenacidad del material y por lo tanto lo hará frágil.
Además, si se añade más de 0,2% de Hf, éste dejará de disolverse en
la matriz durante la preparación, de manera que no se puede esperar
ningún efecto adicional. Además, una cantidad tan grande de Hf
reaccionará con los refractarios formando inclusiones, reduciendo
por lo tanto la pureza del material en sí mismo y provocando averías
en el horno de fusión. Como consecuencia, el Hf debe ser añadido en
la cantidad mínima requerida. Por las razones antes descritas, el
contenido de Hf debe encontrarse en una gama de 0,001 a 0,2%. La
gama de valores preferente es de 0,005 a 0,015%.
Igual que el Nd, el Hf es muy eficaz en la mejora
de la resistencia en la rotura "creep" y, tal como se ha
descrito anteriormente, se puede mejorar la resistencia a alta
temperatura añadiendo una cantidad extremadamente reducida de Hf.
Como consecuencia, la reducción de contenido de Ni se puede también
reducir por la adición de Hf. De este modo, cuando se añade Hf, la
reducción en la resistencia a alta temperatura se puede impedir por
el Hf aunque se añada hasta 1% de Ni. Es decir, el contenido de Ni
no debe ser superior a 1%. Su límite inferior se ajusta en 0,01%
tal como se ha descrito anteriormente, en consideración de la
cantidad de Ni que se introduce usualmente en forma de impurezas
incidentales. De acuerdo con ello, el contenido de Ni debe estar en
una gama de valores de 0,01 a 1%. La gama preferente es de 0,01 a
0,7%.
Ni: Tal como se ha descrito anteriormente,
la adición de Nd o de Hf solos permite aumentar a 1% el límite
superior del contenido de Ni sin reducir la resistencia a alta
temperatura. Una añadidura combinada de Nd y Hf muestra una mayor
mejora a la resistencia a alta temperatura. Como consecuencia, las
características de resistencia a alta temperatura deseadas en la
presente invención no se reducen aunque el límite superior del
contenido de Ni se incremente
a 1%. De acuerdo con ello, el contenido de Ni debe estar en una gama de 0,01 a 1%. La gama preferente es de 0,01 a 1%.
a 1%. De acuerdo con ello, el contenido de Ni debe estar en una gama de 0,01 a 1%. La gama preferente es de 0,01 a 1%.
La razón por la que el índice A se restringe a 8%
o menos es que, dado que la presente invención se refiere a
materiales de acero moldeado en los que se aplica tratamiento
térmico sólo, y no trabajo mecánico para la difusión, es necesario
inhibir la formación de ferrita \delta de forma positiva
manteniendo bajo este índice A.
(No corresponde a la
invención)
El Ejemplo 1 se describe a continuación de manera
específica. Los compuestos químicos de los materiales de prueba
utilizados se muestran en la Tabla 1. Se comprenderá que los
materiales de la invención (1) utilizados en este Ejemplo 1
corresponden al antes mencionado primer acero moldeado resistente
al calor. De manera similar, los materiales de la invención (2)
utilizados en el Ejemplo 2 corresponden al segundo acero moldeado
resistente al calor, y así sucesivamente.
Todos los materiales de prueba fueron preparados
por fusión de los componentes en un horno de alta frecuencia al
vacío de 50 Kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un
molde de arena. Antes de utilizarlo para diferentes pruebas, los
materiales fueron sometidos a un tratamiento de endurecimiento en
condiciones que simulaban la parte central del cuerpo de una
turbina de vapor enfriada por aire con un grosor de 400 mm. A
continuación, se templaron a sus respectivas temperaturas de temple
que habían sido determinadas a efectos de proporcionar una
resistencia con 0,2% de fluencia de 63-68
Kgf/mm^{2}aproximadamente.
Las características mecánicas de los materiales
de la invención (1) y de los materiales comparativos, y sus
resultados de pruebas de rotura "creep" (es decir, tiempos de
rotura "creep" medidos en las condiciones de prueba de
650ºC x 13 Kgf/mm^{2}) se muestran en la Tabla 2. Tal como es evidente de los resultados de las pruebas de tracción a temperatura ambiente, la ductilidad (expresada por alargamiento y reducción de área) y el valor de impacto de los materiales de la invención (1) son más altos de manera estable, indicando satisfactorias características de soldadura. Además, se puede observar que la resistencia a la rotura "creep" de los materiales de la invención (1) es mucho mayor que la de los materiales comparativos.
650ºC x 13 Kgf/mm^{2}) se muestran en la Tabla 2. Tal como es evidente de los resultados de las pruebas de tracción a temperatura ambiente, la ductilidad (expresada por alargamiento y reducción de área) y el valor de impacto de los materiales de la invención (1) son más altos de manera estable, indicando satisfactorias características de soldadura. Además, se puede observar que la resistencia a la rotura "creep" de los materiales de la invención (1) es mucho mayor que la de los materiales comparativos.
En su estado después de moldeo (es decir, sin
haber sido sometido a tratamiento térmico alguno), la
microestructura de cada lote de material de pruebas de 50 Kg en el
lado superior de moldeo del cuerpo principal fue observada bajo
microscopio óptico para examinar el grado de formación de ferrita
\delta. Los resultados de la observación se resumen en la Tabla 3.
En contraste con algunos materiales comparativos, no se observó
formación de ferrita \delta en los materiales de la invención
(1), indicando que tenían una microestructura satisfactoria.
(No corresponde a la
invención)
El Ejemplo 2 se describe a continuación de manera
específica.
Los compuestos químicos de los materiales
inventivos (2) utilizados a efectos pruebas se resumen en la Tabla
4. Las composiciones de los materiales inventivos (2) se basan en
las composiciones de los materiales inventivos (1) utilizados en el
Ejemplo 1. Es decir, el material nº 21 fue obtenido reduciendo el
contenido de Mn en el material
Nº 1, y el material Nº 22 fue obtenido reduciendo el contenido de Mn en el material Nº 2. De manera similar, las composiciones de otros materiales inventivos (2) fueron determinadas en base a las composiciones de los correspondientes materiales inventivos (1). No obstante, los contenidos de diferentes componentes de los materiales inventivos (2) no son exactamente iguales que los que corresponden a los materiales inventivos (1) porque pueden variar con el proceso de fusión.
Nº 1, y el material Nº 22 fue obtenido reduciendo el contenido de Mn en el material Nº 2. De manera similar, las composiciones de otros materiales inventivos (2) fueron determinadas en base a las composiciones de los correspondientes materiales inventivos (1). No obstante, los contenidos de diferentes componentes de los materiales inventivos (2) no son exactamente iguales que los que corresponden a los materiales inventivos (1) porque pueden variar con el proceso de fusión.
Todos los materiales de prueba fueron preparados
por fusión de los componentes en un horno de alta frecuencia en
vacío de 50 Kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un
molde de arena. Antes de la utilización para diferentes objetivos
de pruebas, estos materiales de pruebas fueron sometidos a
tratamiento de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte
central de un cuerpo de turbina de vapor con enfriamiento por aire
con un grosor de 400 mm. A continuación, fueron templados a sus
respectivas temperaturas de temple que se habían determinado para
proporcionar una resistencia con 0,2% de fluencia de
aproximadamente 63-68 Kgf/mm^{2}.
En la Tabla 5, se muestran las características
mecánicas y resultados de la prueba de rotura "creep" (es
decir, tiempos de rotura "creep" medidos en las condiciones de
prueba de 650ºC x 13 Kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (2)
comprobados en el Ejemplo 2 en comparación con los materiales
inventivos correspondientes (1) comprobados en el Ejemplo 1. Los
materiales inventivos (2) no difieren apreciablemente en
características mecánicas con respecto a los materiales inventivos
correspondientes (1). Por otra parte, los materiales inventivos (2)
muestran un incremento en el tiempo de rotura "creep" con
respecto a los materiales inventivos correspondientes (1),
indicando la mejora en la resistencia a la rotura "creep". Se
cree que esta mejora fue conseguida al reducir el contenido
de
Mn.
Mn.
Cuando la microestructura de los materiales
inventivos (2) fue observada en el microscopio óptico, no se
observó formación de ferrita \delta tal como en el caso de los
materiales inventivos (1) comprobados en el Ejemplo 1.
(No corresponde a la
invención)
El Ejemplo 3 se describe a continuación de manera
específica.
Las composiciones químicas de los materiales de
la invención (3) utilizados para objetivos de pruebas se resumen en
la Tabla 6. De manera similar a los materiales inventivos (2), los
compuestos de los materiales inventivos (3) se basan en las
composiciones de los materiales inventivos (1), excepto el
contenido de N se reduce en comparación con los materiales
inventivos (1) y B se añade a los mismos. De manera específica, el
material Nº 31 fue obtenido al reducir el contenido de N en el
material Nº 1 y añadir B al mismo. Las composiciones de otros
materiales inventivos (3) fueron determinadas de igual manera a la
descrita anteriormente.
Todos los materiales de prueba fueron preparados
por fusión de los componentes en un horno de alta frecuencia en
vacío de 50 Kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un
molde arena. Antes de su utilización para diferentes objetivos de
pruebas, estos materiales de prueba fueron sometidos a tratamiento
de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte central de
un cuerpo de turbina de vapor enfriado por aire con un grosor de 400
milímetros. A continuación, fueron templados a sus respectivas
temperaturas de temple que habían sido determinadas para conseguir
una resistencia con una fluencia de 0,2% de 63-68
kgf/mm^{2}, aproximadamente.
En la Tabla 7, se muestran las características
mecánicas y resultados de la prueba de rotura "creep" (es
decir, tiempos de rotura "creep" medidos en las condiciones de
prueba de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (3)
comprobados en el Ejemplo 3, en comparación con los de los
materiales inventivos correspondientes (1) comprobados en el Ejemplo
1. Los materiales inventivos (3) no difieren apreciablemente en sus
características mecánicas con respecto a los materiales inventivos
(1). Por otra parte, los materiales inventivos (3) muestran un
ligero incremento del tiempo de rotura "creep" con respecto a
los materiales correspondientes (1), indicando una ligera mejora en
la resistencia a la rotura "creep". Se cree que esta mejora fue
conseguida por la adición de B.
Cuando se observó la microestructura de los
materiales inventivos (3) bajo microscopio óptico, no se observó
formación de ferrita \delta tal como en el caso de los materiales
inventivos (1) y (2) comprobados en los Ejemplos 1 y 2.
(No corresponde a la
invención)
Se describe a continuación específicamente el
Ejemplo 4.
Las composiciones químicas de los materiales
inventivos (4) utilizados a efectos de prueba se resumen en la
Tabla 8. De manera similar a los materiales inventivos (3), las
composiciones de los materiales inventivos (4) se basan en las
composiciones de los materiales inventivos (2), excepto que el
contenido de N es más reducido en comparación con los materiales
inventivos (2) y B se añade a los mismos. De manera específica, el
material Nº 41 fue obtenido por reducción del contenido de N en el
material Nº 21 y añadiendo B al mismo. Las composiciones de otros
de materiales inventivos (4) fueron determinadas de la misma manera
que se ha descrito anteriormente.
Todos los materiales de pruebas fueron preparados
fundiendo los componentes en un horno de alta frecuencia en vacío
de 50 kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un molde de
arena. Antes de su utilización para diferentes objetivos de
pruebas, estos materiales de pruebas fueron sometidos a un
tratamiento de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte
central de un cuerpo de turbina de vapor enfriado por aire con un
grosor de 400 milímetros. A continuación, fueron templados a sus
respectivas temperaturas de temple que habían sido determinadas
proporcionando una resistencia con 0,2% de fluencia de
63-68 kgf/mm^{2}, aproximadamente.
En la Tabla 9, se muestran las características
mecánicas y resultados de prueba de rotura "creep" (es decir,
tiempos de rotura "creep" medidos en las condiciones de prueba
de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (4)
comprobados en el Ejemplo 4, en comparación con los de los
materiales inventivos correspondientes (2) comprobados en el Ejemplo
2. Los materiales inventivos (4) no difieren apreciablemente en
características mecánicas con respecto a los materiales inventivos
(2). Por otra parte, los materiales inventivos (4) muestran un
ligero incremento en el tiempo de rotura "creep" con respecto
a los materiales inventivos correspondientes (2), indicando una
ligera mejora en la resistencia de rotura "creep". Se cree que
esta mejora fue conseguida por la adición de
B.
B.
Cuando se observó la microestructura de los
materiales inventivos (4) bajo microscopio óptico, no se observó
formación de ferrita \delta tal como en el caso de los materiales
inventivos (1) a (3) objeto de comprobación en los Ejemplos 1 a
3.
(Materiales Nºs 55 y 56 según la
invención)
A continuación, se describe específicamente el
Ejemplo 5.
Las composiciones químicas de los materiales
inventivos (5) utilizados para objetivos de comprobación se resumen
en la Tabla 10. Las composiciones de los materiales inventivos (5)
se basan en las composiciones de los materiales inventivos (1) a
(4), excepto que se añade una pequeña cantidad de Nd a los
materiales correspondientes. De manera específica, los materiales
Nºs 51 y 52 fueron obtenidos añadiendo Nd a los materiales Nºs 1 y
2, respectivamente. De manera similar, los materiales Nºs 53, 54,
55, 56, 57 y 58 fueron obtenidos al añadir Nd a los materiales Nºs
22, 23, 34, 35, 41 y 42, respectivamente. Los materiales Nºs 59 y
60, que son materiales utilizados para examinar la influencia del
contenido de Ni, fueron obtenidos al aumentar el contenido de Ni en
los materiales Nºs 22 y 41, respectivamente. No obstante, tal como
se ha descrito en los Ejemplos 2 a 4, los contenidos de diferentes
componentes en los materiales inventivos (5) no son exactamente los
mismos que los de los materiales inventivos correspondientes (1) a
(4) porque pueden variar con el proceso de fusión.
Todos los materiales de pruebas fueron preparados
fundiendo los componentes en un horno de alta frecuencia en vacío
de 50 kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un molde de
arena. Antes de su utilización para diferentes objetivos de
pruebas, estos materiales de pruebas fueron sometidos a un
tratamiento de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte
central de un cuerpo de turbina de vapor con enfriamiento por aire
con un grosor de 400 milímetros. A continuación, fueron templados a
sus respectivas temperaturas de temple que se habían determinado
para conseguir una resistencia con 0,2% de fluencia de
63-68 kgf/mm^{2}, aproximadamente.
En la Tabla 11, se muestran las características
mecánicas y resultados de la prueba de rotura "creep" (es
decir, tiempos de rotura "creep" medidos en las condiciones de
prueba de 650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (5)
comprobados en el Ejemplo 5, en comparación con los
correspondientes materiales inventivos (1) a (4) comprobados en los
Ejemplos 1 a 4. Los materiales inventivos (5) no difieren
apreciablemente en características de resistencia a la tracción a
temperatura ambiente con respecto a los materiales inventivos
correspondientes (1) a (4). Además, los materiales inventivos (5)
muestran una ligera reducción en el valor de impacto como resultado
de la adición de una pequeña cantidad de Nd, pero esta reducción no
merece ser tomada en consideración. Por otra parte, los materiales
inventivos (5) muestran un incremento en el tiempo de rotura
"creep" con respecto a los materiales inventivos
correspondientes (1) a (4), indicando que la adición de Nd comporta
una mejora en la resistencia a la rotura "creep".
Cuando la microestructura de los materiales
inventivos (5) fue observada bajo microscopio óptico, no se observó
formación de ferrita \delta igual que en el caso de los
materiales de la invención (1) a (4) comprobados en los Ejemplos 1
a 4.
(Materiales Nºs 65 y 66 de acuerdo con la
invención)
El Ejemplo 6 se describe a continuación de manera
específica.
Las composiciones químicas de los materiales
inventivos (6) utilizados a efectos de prueba se resumen en la
Tabla 12. Las composiciones de los materiales inventivos (6) se
basan en las composiciones de los materiales inventivos (1) a (4),
excepto que se añadió a los materiales respectivos una pequeña
cantidad de Hf. De manera específica, los materiales Nºs 61 y 62
fueron obtenidos por adición de Hf a los materiales Nºs 1 y 2,
respectivamente. De manera similar, los materiales Nºs 63, 64, 65,
66, 67 y 68 fueron obtenidos por añadidura de Hf a los materiales
Nºs 22, 23, 34, 35, 41 y 42, respectivamente. Los materiales Nºs 69
y 70, que son materiales utilizados para examinar la influencia de
contenido de Ni, se obtuvieron al incrementar el contenido de Ni en
los materiales Nºs 22 y 41, respectivamente. No obstante, tal como
se ha descrito en los Ejemplos 2 a 5, los contenidos de los
diferentes componentes de los materiales inventivos (6) no son
exactamente los mismos que los de los materiales inventivos
correspondientes (1) a (4) porque pueden variar con el proceso de
fusión.
Todos los materiales de pruebas fueron preparados
por fusión de los componentes en un horno de alta frecuencia en
vacío de 50 kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un
molde de arena. Antes de su utilización para diferentes objetivos
de pruebas, estos materiales de pruebas fueron sometidos a
tratamiento de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte
central de un cuerpo de turbina de vapor por enfriamiento por aire
con un grosor de 400 mm. A continuación, fueron templados a sus
respectivas temperaturas de temple que habían sido determinadas
para conseguir con una fluencia de 0,2% una resistencia de
63-68 kgf/mm^{2}, aproximadamente.
En la Tabla 13, se han mostrado los resultados de
la prueba de rotura "creep" (es decir, tiempos de rotura
"creep" medidos en condiciones de prueba de 650ºC x 13
kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (6) comprobados en el
Ejemplo 6, en comparación con los de los materiales inventivos
correspondientes (1) a (4) comprobados en los Ejemplos 1 a 4. Los
materiales inventivos (6) no difieren apreciablemente en cuanto a
características de tracción a temperatura ambiente con respecto a
los materiales inventivos correspondientes (1) a (4). Además, los
materiales inventivos (6) muestran una ligera reducción en el valor
de impacto como resultado de la adición de una cantidad muy pequeña
de Hf, pero esta reducción no es digna de ser tenida en cuenta tal
como en el caso de los materiales inventivos (5). Por otra parte,
los materiales inventivos (6) muestran un incremento en el tiempo
de rotura "creep" con respecto a los materiales inventivos
correspondientes (1) a (4), indicando que la adición de Hf comporta
una mejora en la resistencia de rotura "creep".
Cuando se observaron las microestructuras de los
materiales inventivos (6) al microscopio óptico, no se observó
formación de ferrita \delta tal como en el caso de los materiales
inventivos (1) a (5) comprobados en los Ejemplos (1) a (5).
(Materiales Nºs 75 y 76 según la
invención)
El Ejemplo 7 se describe específicamente a
continuación.
Se resumen las composiciones químicas de los
materiales inventivos (7) utilizados para objetos de comprobación
resumidos en la Tabla 14. Las composiciones de los materiales
inventivos (7) se basan en las composiciones de los materiales
inventivos (1) a (4), excepto que se añaden cantidades muy pequeñas
de Hf y Nd a los materiales respectivos. De manera específica, los
materiales Nºs 71 y 72 fueron obtenidos por añadidura de Nd y Hf a
los materiales Nºs 1 y 2, respectivamente. De manera similar, los
materiales Nºs 73, 74, 75, 76, 77 y 78 fueron obtenidos por adición
de Nd y Hf a los materiales Nºs 22, 23, 34, 35, 41 y 42,
respectivamente. Los materiales Nºs 79 y 80, que son materiales
utilizados para examinar la influencia del contenido de Ni, fueron
obtenidos incrementando el contenido de Ni en los materiales Nºs 22
y 41, respectivamente. No obstante, tal como se describió en los
Ejemplos 2 a 6, los contenidos de varios componentes de los
materiales inventivos (7) no son exactamente iguales que los de los
correspondientes materiales inventivos (1) a (4) porque pueden
variar con el proceso de fusión.
Todos los materiales de pruebas fueron preparados
por fusión de los componentes en un horno de alta frecuencia en
vacío de 50 kg y vertiendo el caldo de fusión resultante en un
molde de arena. Antes de su utilización para diferentes objetivos
de pruebas, estos materiales de pruebas fueron sometidos al
tratamiento de endurecimiento en condiciones que simulaban la parte
central de un cuerpo de turbina de vapor con enfriamiento por aire
con un grosor de 400 mm. A continuación, fueron templados a las
respectivas temperaturas de temple que habían sido determinadas
para conseguir una resistencia con 0,2% de fluencia de
63-68 kgf/mm^{2} aproximadamente.
En la Tabla 15 se muestran las características
mecánicas y resultados de pruebas de rotura "creep" (es decir,
tiempos de rotura "creep" medidos en condiciones de prueba de
650ºC x 13 kgf/mm^{2}) de los materiales inventivos (7)
comprobados en el Ejemplo 7 en comparación con los correspondientes
materiales inventivos (1) a (4) comprobados en los Ejemplos 1 a 4.
Los materiales inventivos (7) no difieren apreciablemente en
características de resistencia a la tracción a temperatura ambiente
con respecto a los materiales inventivos correspondientes (1) a
(4). Además, los materiales inventivos (7) muestran una ligera
reducción en el valor de impacto como resultado de la adición de
cantidades muy reducidas de Nd y Hf, pero esta reducción no es
digna de ser tenida en cuenta tal como en el caso de los materiales
inventivos (5) y (6). Por otra parte, los materiales inventivos (7)
muestran un incremento en el tiempo de rotura "creep" con
respecto a los materiales inventivos correspondientes (1) a (4). La
adición combinada de Nd y Hf provoca una ligera reducción en la
tenacidad, pero esta reducción no es digna de ser tenida en cuenta.
En vez de ello, se puede apreciar que la adición combinada de Nd y
Hf comporta una notable mejora en la resistencia a la rotura
"creep".
Cuando se observó la microestructura de los
materiales inventivos (7) al microscopio óptico, no se observó
formación de ferrita \delta igual que en el caso de los
materiales inventivos (1) a (6) comprobados en los Ejemplos 1 a
6.
El Ejemplo 8 se describe a continuación de manera
específica.
El índice A definido previamente fue calculado
con respecto a cada uno de los materiales anteriormente descritos
(1) a (7) y los materiales comparativos, y los resultados obtenidos
de este modo se resumen en las Tablas 16 a 19. Es evidente de estas
tablas que el índice A era 8% o menos para todos los materiales
inventivos (1) a (7). Como contraste, el índice A es superior que
el de algunos materiales comparativos (es decir, materiales Nºs 6,
7, 11 y 16). Se puede ver por referencia a la Tabla 3 que se observó
la formación de ferrita \delta en estos materiales
comparativos.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Claims (2)
1. Utilización de un compuesto de acero moldeado,
resistente al calor en condiciones de moldeo, endurecimiento y
temple para materiales estructurales en cuerpos de turbinas de
vapor, conteniendo el compuesto de acero, en base a porcentajes en
peso, 0,07 a 0,15% de carbono, 0,05 a 0,30% de silicio, 0,1 a 1% de
manganeso, 8 a 10% de cromo, 0,01 a 1,0% de níquel, 0,1 a 0,3% de
vanadio, un total de 0,01 a 0,2% de niobio y tántalo, 0,1 a 0,7% de
molibdeno, 1 a 2,5% de tungsteno, 0,1 a 5% de cobalto, 0,001 a 0,03%
de nitrógeno, 0,002 a 0,01% de boro y 0,001 a 0,2% de, como mínimo,
uno entre hafnio y neodimio, siendo el resto hierro e impurezas
incidentales.
2. Utilización del acero moldeado resistente al
calor, definido en la reivindicación 1, en el que el índice A (%)
definido por la siguiente ecuación en base a porcentaje en peso es
de 8% o menos:
- Índice A (%) = (contenido Cr) (%) + 6(contenido Si) (%) + 4(contenido Mo) (%) + 3(contenido W) (%) + 11(contenido V) (%) + 5(contenido Nb) (%) - 40(contenido C) (%) - 2(contenido Mn) (%) - 4(contenido Ni) (%) - 2(contenido Co) (%) - 30(contenido N) (%).
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