ES2567277T3

ES2567277T3 - Proceso para la fabricación de una aleación base Ni y una aleación base Ni

Info

Publication number: ES2567277T3
Application number: ES09817713.2T
Authority: ES
Inventors: Chuya Aoki; Toshihiro Uehara; Takehiro Ohno
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2008-09-30
Filing date: 2009-09-25
Publication date: 2016-04-21
Anticipated expiration: 2029-09-25
Also published as: JPWO2010038680A1; EP2336378B1; EP2336378A1; US8845958B2; JP5500452B2; US20110171058A1; CN102171375A; CN102171375B; EP2336378A4; WO2010038680A1

Abstract

Una aleación base Ni que comprende, en masa: de 0,015% a 0,040% de carbono, menos de 0,1% de Si, menos de 0,1% de Mn, de 19 a 24% de Cr, una combinación de un elemento esencial de Mo y un elemento opcional W en términos de 7%<=Mo+(W/2)<=13%, de 1,0 a 1,7% de Al, de 1,4 a 1,8% de Ti, no más de 0,01% de Mg, de 0,0005 a 0,010% de B, de 0,005 a 0,07% de Zr, no más de 2% de Fe, y el balance siendo Ni e impurezas inevitables, en el que el valor de Al/(Al+0,56Ti) es 0,50 a 0,70, y caracterizada por que la aleación base Ni tiene una proporción de segregación de Mo de 1 a 1,17, la proporción de segregación se define como una proporción de un valor máximo a un valor mínimo de una intensidad de rayos X característica obtenida por medio de un análisis de la línea microanalizadora de rayos X.

Description

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DESCRIPCION

Proceso para la fabricacion de una aleacion base Ni y una aleacion base Ni Campo tecnico

La presente invencion se refiere a un proceso para la fabricacion de una aleacion base Ni utilizada en forma adecuada para un miembro expuesto a una temperature alta de una planta de energfa termica en especial bajo una condicion de vapor de presion ultra supercrftica (USC, por su sigla en ingles), y a la aleacion base Ni.

Antecedentes de la tecnica

Dado que las cuchillas y discos de una turbina de vapor utilizados en una planta de energfa termica se exponen a una temperature alta, estos deben tener altas propiedades tales como resistencia a la rotura por fluencia, ductilidad a la rotura por fluencia, y resistencia a la oxidacion. En los ultimos anos, se ha exigido la proteccion del medio ambiente global, la reduccion de las emisiones de CO2, y asf sucesivamente, que tambien han planteado la necesidad de que las plantas de energfa termica tengan una mayor eficacia.

La temperatura de vapor de la turbina de vapor alcanza 600 a 630 °C, por lo que un acero ferntico de 12Cr resistente al calor se ha utilizado por ahora. Para satisfacer la necesidad de una eficacia aun mayor en el futuro, se ha estudiado hacer la temperatura de vapor tan alta como no inferior a 700 °C. Sin embargo, el acero ferntico de 12Cr resistente al calor utilizado en la actualidad carece de suficiente resistencia a altas temperaturas a 700 °C. Por lo tanto, se ha estudiado utilizar una superaleacion base Ni de fortalecimiento precipitacion de y austenftico excelente en resistencia a altas temperaturas.

Sin embargo, la superaleacion base Ni tiene algunas desventajas de un alto coeficiente de expansion termica, baja ductilidad a la rotura por fluencia, tendencias de segregacion, y un precio alto mientras que tiene suficiente resistencia a la rotura por fluencia.

Por lo tanto, se han realizado varios estudios para resolver estos problemas con el fin de hacer que sea posible utilizar en forma practica la superaleacion base Ni en una planta de energfa termica de presion ultra supercrftica de clase de -700 °C.

En las publicaciones de Patente 1 y 2, el presente solicitante ha propuesto una aleacion base Ni dirigida a la obtencion de propiedades satisfactorias de un bajo coeficiente de expansion termica, resistencia a la rotura por fluencia, ductilidad a la rotura por fluencia, y resistencia a la oxidacion con el fin de utilizarla a una temperatura de 650 °C. En la Publicacion de no patente 1, se informo que diversas aleaciones base Ni de fortalecimiento de la precipitacion se inspeccionaron sobre tendencias de macrosegregacion de las mismas, y que la aleacion base Ni propuesta en las publicaciones de Patente 1 y 2 es ventajosa en la produccion de lingotes de tamano relativamente grande debido a esos valores crfticos bajos de ocurrencia de segregacion.

Por lo tanto, se ha notado que la aleacion propuesta en la publicacion de Patente 1 o 2 exhibe tanto resistencia a las altas temperaturas y manejabilidad en caliente cuando se utiliza para forjados de tamano pequeno o mediano tales como alabes de la turbina de vapor y pernos para productos de tamano grande tales como rotores de turbinas de vapor y tubos de caldera.

Publicacion de la tecnica anterior

Publicacion de patente

Publicacion de Patente 1: JP-4037929-B2 Publicacion de Patente 2: JP-3559681-B2

EP 1 867 740 A1 describe una aleacion base Ni que se utiliza para las partes de turbinas. El ftmite superior de Ti se indica por medio de 0,95% (en masa).

JP 2007204840 describe un metodo para la fabricacion de un cable o una barra de una aleacion base Ni que no tiene grietas en la superficie.

US 2005/0236079 A1 describe un metodo para la produccion de una superaleacion base Ni de baja expansion termica.

EP 0 361 524 Al describe una superaleacion base Ni y un metodo para la produccion de la misma.

JP 51/84726 describe una aleacion base Ni que tiene una proporcion de segregacion de Mo inferior que la aleacion reivindicada en la presente invencion.

JP 2006176864 describe una aleacion para un perno de union de apilamiento de celdas de combustible que tiene resistencia a las altas temperaturas y ductilidad a la fractura por fluencia.

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Publicacion de no patente

Publicacion de no patente 1: "CAMP-ISIJ" Vol.20, Num. 6, pagina 1239 Descripcion de la invencion Problemas a resolver por la invencion

Los productos de tamano mediano o grande tales como turbinas de vapor, calderas, y asf sucesivamente utilizados en la planta de energfa termica de presion ultra supercntica de clase de -700 °C mencionada con anterioridad estan obligados a tener una mayor confiabilidad debido a esos entornos operativos muy severos.

La aleacion base Ni tiene una ventaja de que una gran cantidad de elementos de aleacion se pueden disolver en la misma porque tiene una estructura de matriz austenftica. Mientras que puede tener excelentes propiedades de resistencia a altas temperaturas mediante el uso de la ventaja, una gran cantidad de elementos de aleacion aditivos es susceptible de provocar segregacion en la aleacion base Ni lo que de ese modo deteriora la aleacion base Ni en la productividad y la propiedad de forjado.

Por lo tanto, los presentes inventores llevaron a cabo estudios detallados para hacer que la aleacion base Ni propuesta en la publicacion de Patente 1 o 2 sea aplicable con mayor seguridad a los productos de tamano mediano o grande tales como turbinas de vapor, calderas, y asf sucesivamente, que se utilizan en la planta de energfa termica de presion ultra supercntica de clase de -700 °C. Como resultado, los presentes inventores confirmaron que al hacer cantidades de elementos aditivos de Mo, Al y Ti, que son susceptibles de enriquecerse en frente de la solidificacion en un proceso de fusion, para estar bien equilibrados, ciertamente se restringe la macrosegregacion, y se mejoran la productividad y la propiedad de forjado de lingotes de gran tamano de acuerdo con lo ensenado en la Publicacion de no patente 1.

Por otra parte, se producira una microsegregacion, por ejemplo, por medio del enriquecimiento de los elementos de aleacion entre las dendritas durante la solidificacion. Hay un riesgo de que una microsegregacion notable pueda deteriorar la aleacion base Ni en propiedades mecanicas tales como la resistencia y la ductilidad. Los presentes inventores confirmaron la presencia de microsegregacion incluso en la aleacion base Ni propuesta en la publicacion de Patente 1 o 2. De acuerdo con lo expuesto con anterioridad, se requiere que la aleacion base Ni utilizada en la planta de energfa termica de presion ultra supercntica de clase de -700 °C tenga una confiabilidad mas alta, de modo que sea importante para que la aleacion base Ni tenga propiedades mecanicas estables y satisfactorias.

En consecuencia, con el fin de eliminar la microsegregacion, los presentes inventores estudiaron sobre un control adicional de composiciones qmmicas de la aleacion base Ni. Sin embargo, fue imposible eliminar en forma satisfactoria la microsegregacion unicamente por medio del control de composiciones qmmicas.

La presencia de microsegregacion deteriora la aleacion base Ni en propiedades mecanicas tales como la resistencia y la ductilidad, y puede suponer un problema cntico en la aplicacion practica de la aleacion base Ni para los productos de tamano mediano o grande tales como turbinas de vapor y calderas.

En la presente memoria, el termino "macrosegregacion " significa una segregacion causada en un lingote por una diferencia de densidad en metal fundido debido a una diferencia de concentracion entre una fase lfquida madre y una fase lfquida enriquecida en una zona de temperatura coexistente solida/lfquida generada despues del comienzo de la solidificacion del metal fundido, y el termino "microsegregacion" significa una segregacion causada debido a una diferencia de concentracion entre un cristal dendntico generado durante la solidificacion del metal fundido y finalmente las partes solidificadas entre los cristales dendnticos.

Un objetivo de la presente invencion es solucionar el problema de la microsegregacion lo que de ese modo proporciona una aleacion base Ni que tiene propiedades mecanicas estables y satisfactorias tales como la resistencia y la ductilidad.

Medios para resolver el problema

Sobre la base de las aleaciones ensenadas en las publicaciones de Patente 1 y 2, los presentes inventores hicieron un estudio agudo sobre un metodo para reducir con seguridad la microsegregacion, de ese modo se confirmo que los elementos de aleacion y los contenidos de los mismos descritos en las publicaciones de Patente son sustancialmente apropiados en vista de la disminucion de la microsegregacion. Ademas, mediante el estudio de los procesos de fabricacion de las aleaciones, los presentes inventores hallaron que la microsegregacion se puede restringir al someter las aleaciones a un tratamiento termico de homogeneizacion en un intervalo de temperaturas extremadamente limitado despues de la fusion al vado, que de ese modo ha conducido a la presente invencion de acuerdo con lo definido por las reivindicaciones.

De acuerdo con una realizacion de la invencion, se logra una proporcion de segregacion de Mo de 1a 1,17 del material de aleacion base Ni por medio del tratamiento termico de homogeneizacion.

Preferiblemente, la proporcion de segregacion de Mo es 1 a 1,10.

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Preferiblemente la aleacion base Ni comprende, en masa, 0,015 a 0,040% de carbono, menos de 0,1% de Si, menos de 0,1% de Mn, 19 a 22% de Cr, 9 a 12% de “Mo+(1/2)xW”, en la que Mo es un elemento esencial, 1,0 a 1,7% de Al, 1,4 a 1,8% de Ti, 0,0005 a 0,0030% de Mg, 0,0005 a 0,010% 13, 0,005 a 0,07% de Zr, y no mas de 2% de Fe, en la que un valor de Al/(Al+0,56Ti) es 0,50 a 0,70. En este intervalo de composicion qmmica, la aleacion base Ni se utiliza en forma mas adecuada en un entorno a una temperatura de no menos de 700 °C.

Con respecto a la cantidad de Al, la aleacion base Ni puede tener excelentes propiedades de fluencia en el caso de

1.0 a 1,3% de Al, y excelente resistencia a la traccion en el caso de desde mas de 1,3% a 1,7% de Al.

Ademas, el material de aleacion base Ni se somete a refusion de arco al vado o refusion por electroescoria entre la fusion al vado y el tratamiento termico de homogeneizacion.

De acuerdo con una realizacion de la invencion, la aleacion base Ni se somete a forjado en caliente despues del tratamiento termico de homogeneizacion lo que da lugar a la proporcion de segregacion de Mo de 1 a 1,17, preferiblemente 1 a 1,10.

Preferiblemente, la proporcion de segregacion de Mo es 1 a 1,10.

La aleacion base Ni puede ser un producto forjado.

Una realizacion preferida de la aleacion base Ni de la invencion comprende, en masa, 0,015 a 0,040% de carbono, menos de 0,1% de Si, menos de 0,1% de Mn, 19 a 22% de Cr, 9 a 12% de “Mo+(1/2)xW”, en la que Mo es un elemento esencial, 1,0 a 1,7% de AI, 1,4 a 1,8% de Ti, 0,0005 a 0,0030% de Mg, 0,0005 a 0,010% de B, 0,005 a 0,07% de Zr y no mas de 2% de Fe, en la que el valor de Al/(Al+0,56Ti) es 0,50 a 0,70.

Una realizacion preferida de la aleacion base Ni tiene una estructura de metal que no tiene una region en la que una serie de diez o mas carburos ricos en Mo, cada uno tiene un tamano de no menos de 3 pm, estan continuamente presentes en intervalos de no mas de 10 pm.

La aleacion base Ni puede ser un material forjado.

Ventajas de la invencion

La aleacion base Ni de la invencion mejoro en la microsegregacion, por lo que en forma ventajosa tiene propiedades mecanicas de resistencia y ductilidad mejoradas de manera mas estable en un entorno de servicio a una temperatura de no menos de 700 °C. Por lo tanto, los productos forjados de tamano mediano y grande tales como turbinas de vapor y calderas con el uso de la aleacion base Ni tienen una confiabilidad mas alta.

Breve descripcion de los dibujos

La Fig. 1 es una vista en seccion transversal microfotografica optica de una aleacion base Ni de la presente invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C;

La Fig. 2 es un dibujo esquematico de una vista en seccion transversal microfotografica optica de la aleacion base Ni de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C;

La Fig. 3 es una vista en seccion transversal microfotografica optica de una aleacion base Ni de la presente invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C; y

La Fig. 4 es un dibujo esquematico de una vista en seccion transversal microfotografica optica de la aleacion base Ni de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C.

Mejor modo de llevar a cabo la invencion

En primer lugar, se explicaran los elementos y los contenidos del mismo definidos en la presente invencion. A menos que se observe lo contrario, los contenidos se indican en porcentaje de masa.

C (carbono) forma carburos en combinacion con elementos de aleacion. Los carburos formados despues de la fusion se disuelven en una fase y de la matriz por medio del tratamiento termico de solucion solida, y de ailf en adelante los carburos se precipitan en los bordes de granos de cristal y en granos de cristal para contribuir al fortalecimiento de la precipitacion de la aleacion base Ni incluso si el contenido de carbono es pequeno, ya que el carbono apenas se disuelve en la fase y de la matriz. En particular, los carburos precipitados en los bordes de granos restringen una dislocacion de los bordes de granos a una temperatura alta lo que de ese modo mejora la resistencia y la ductilidad de la aleacion base Ni.

Sin embargo, si el contenido de carbono es excesivo, los carburos son susceptibles de precipitarse como un tirante, de modo que la aleacion base Ni se deteriore en la ductilidad a lo largo de la direccion en angulo recto hacia una

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direccion de trabajo de la aleacion base Ni. Ademas, si el carbono se combina con Ti para formar carburos, no se puede asegurar una cantidad de Ti para la formacion de una fase y', cuya fase y' es una fase importante del fortalecimiento de la precipitacion formada por una combinacion de Ti y Ni. El contenido de carbono es 0,015 a 0,040% en el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C.

Si se utiliza como desoxidante durante la fusion de la aleacion. Ademas, Si es eficaz para la exfoliacion de restriccion de una capa de oxido. Sin embargo, si el contenido de Si es excesivo, la aleacion se deteriora en ductilidad y capacidad de trabajo, de modo que el contenido de Si se limita a no mas de 0,1%. En el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C, preferiblemente el contenido de Si es menos de 0,1%.

Mn se utiliza como desoxidante y deazufreador durante la fusion de la aleacion. Si la aleacion contiene oxfgeno y azufre como impurezas inevitables, aquellos se segregan en los bordes de granos y disminuyen el punto de fusion de la aleacion lo que de ese modo provoca fragilidad en caliente que produce la fusion local de los bordes de granos durante el trabajo en caliente de la aleacion, por lo que Mn se utiliza para la desoxidacion y deazufreacion. Ademas, Mn es eficaz para restringir la oxidacion de los bordes de granos mediante la formacion de una capa de oxido densa y firme. Sin embargo, si el contenido de Mn es excesivo, la aleacion se deteriora en ductilidad, de modo que el contenido de Mn se limita a no mas de 0,1% en el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C.

Cr se combina con carbono para fortalecer los bordes de granos de cristal lo que de ese modo mejora la aleacion en resistencia y ductilidad a una temperatura alta y relaja en forma significativa una sensibilidad para marcar la ruptura. Ademas, Cr se disuelve en una matriz de la aleacion para mejorar la aleacion en las propiedades de resistencia a la oxidacion y la corrosion. Sin embargo, si el contenido de Cr es menor que 10%, no se pueden obtener los efectos anteriores. Si el contenido de Cr es excesivo, surgira un problema de una ocurrencia de agrietamiento a una temperatura alta debido a un mayor coeficiente de expansion termica, y otro problema de baja productividad y capacidad de trabajo de la aleacion. Por lo tanto, el contenido de Cr se limita a 19 a 24% en el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C, preferiblemente 19 a 22%, mas preferiblemente 18,5 a 21,5%. Mo y W se disuelven en una matriz de la aleacion para fortalecer la matriz y disminuir el coeficiente de expansion termica de la aleacion. Dado que la aleacion base Ni tiene un alto coeficiente de expansion termica, tiene un problema de susceptibilidad a la fatiga termica a una temperatura alta que de ese modo carece de confiabilidad para un uso estable. Mo es un elemento mas eficaz en la reduccion del coeficiente de expansion termica de la aleacion, por lo que un elemento indispensable de Mo solo, o dos elementos de Mo y W se anaden a la aleacion. Si la cantidad de Mo+(1/2)xW es menor que 5%, no se puede obtener el efecto anterior, y si la cantidad de la misma excede 17%, la aleacion se enfrenta a dificultades en la productividad y la capacidad de trabajo. Con el fin de restringir la ocurrencia de macrosegregacion al maximo, la cantidad de Mo+(1/2)xW es 7 a 13%, y en el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C, preferiblemente 9 a 12%, mas preferiblemente 9 a 11%.

Se anade Al para mejorar la resistencia a las altas temperaturas de la aleacion, ya que forma un compuesto intermetalico (Ni3(Al, Ti)) denominado una fase y' junto con Ni y Ti. Si el contenido de Al es inferior a 0,5%, no se puede obtener el efecto anterior, mientras que una cantidad excesiva de Al deteriora la aleacion en la productividad y la capacidad de trabajo. Por lo tanto, en el caso de un entorno operativo a no menos de 700 °C, el contenido de Al es 1,0 a 1,7%.

Al realizar la mayor parte de las propiedades de fluencia de la aleacion a una temperatura de no menos de 700 °C, y en el caso de realizar la mayor parte de la resistencia a altas temperaturas a una temperatura de 700 °C, el contenido de Al es preferiblemente desde mas de 1,3% a 1,7%.

Ti forma la fase y' (Ni3(Ti, Al)) como Ni y Al para mejorar la aleacion en resistencia a las altas temperaturas. El compuesto intermetalico de Ti contribuye mucho mas al fortalecimiento de la aleacion en comparacion con Ni3Al ya que Ti provoca que la matriz de la aleacion se estire en forma elastica debido a un diametro atomico mayor de Ti que el de Ni. Si el contenido de Ti es menor que 1%, no se pueden obtener los efectos anteriores, y una cantidad excesiva de Ti deteriora la aleacion en la productividad y la capacidad de trabajo. En el caso de un entorno operativo a una temperatura de no menos de 700 °C, el contenido de Ti es 1,4 a 1,8%.

Ni3Ti es mucho mas eficaz en la mejora de la resistencia a las altas temperaturas de la aleacion en comparacion con Ni3Al. Sin embargo, Ni3Ti es inferior en la estabilidad de fase a una temperatura alta en comparacion con Ni3Al, de modo que sea susceptible de convertirse en una fase n fragil a una temperatura alta. Por lo tanto, por medio de los coaditivos de Ti y Al, se provoca que la fase y' se precipite en forma de (Ni3(Al, Ti)) en la que Al y Ti estan parcialmente sustituidos entre sf. La aleacion esta provista de una mayor resistencia a una temperatura alta por Ni3(Al, Ti), en comparacion con la dependencia de Ni3Al, mientras que deteriora la ductilidad. Por otra parte, a mucho mas contenido de AI, se mejora mas en gran parte la aleacion en ductilidad mientras que deteriora la resistencia. Por lo tanto el balance de contenido Al y Ti es importante. Es importante asegurar que la aleacion de la invencion tenga suficiente ductilidad, de modo que un valor de Al/(Al+0,56Ti) se haya utilizado en la invencion con el fin de expresar una tasa de Al en la fase y' como proporcion de peso atomico. Si el valor es menor que 0,45, es imposible obtener suficiente ductilidad de la aleacion. En contraste, si el valor excede 0,70, la resistencia de la aleacion es insuficiente. Por lo tanto, el valor de Al/(A1+0,56Ti) se limita a 0,50 a 0,70 en el caso de un entorno operativo a una temperatura de no menos de 700 °C.

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Mg se utiliza como deazufreador durante la fusion de la aleacion. Se combina con azufre para formar un compuesto que de ese modo restringe la ocurrencia de la segregacion de azufre en los bordes de granos para mejorar la aleacion de la capacidad de trabajo en caliente. Sin embargo, una cantidad excesiva de Mg aditivo deteriora la aleacion en ductilidad y capacidad de trabajo. Por lo tanto, el contenido de Mg se limita a no mas de 0,01%, mas preferiblemente 0,0005 a 0,0030% en el caso de un entorno operativo a una temperatura de no menos de 700 °C.

B (boro) y Zr se utilizan para fortalecer los bordes de granos de cristal de la aleacion, y es necesario anadir uno o dos de ellos. Tienen un tamano atomico considerablemente mas pequeno que Ni, que un atomo que forma la matriz de la aleacion, de modo que se segreguen en los bordes de granos de cristal para restringir una dislocacion en los bordes de granos a una temperatura alta. En particular, reducen significativamente la susceptibilidad de marcar la ruptura que de ese modo permite que la aleacion tenga propiedades mejoradas de resistencia a la rotura por fluencia y ductilidad a la rotura por fluencia. Sin embargo, cantidades excesivas de B y Zr aditivo deterioran la aleacion en la resistencia a la propiedad de oxidacion. En el caso de un entorno operativo a una temperatura de no menos de 700 °C, los contenidos de B y Zr son 0,0005 a 0,010% y 0,005 a 0,07%, respectivamente.

Mientras que Fe no siempre se debe anadir, mejora la aleacion de la capacidad de trabajo en caliente, de modo que se pueda anadir a la aleacion segun lo requiera la ocasion. Si el contenido de Fe excede 5%, surgen problemas en que se incrementa un coeficiente de expansion termica de la aleacion lo que de ese modo genera grietas cuando la aleacion se utiliza a una temperatura alta, y que la aleacion se deteriora en resistencia a la propiedad de oxidacion. En el caso de un entorno operativo a una temperatura de no menos de 700 °C, el contenido de Fe es no mas de 2,0%.

El balance de Ni es un elemento de formacion de austenita. Dado que la fase austemtica consiste en atomos densamente llenos, los atomos se difunden lentamente incluso a una temperatura alta, de modo que la fase austemtica tenga una mayor resistencia a altas temperaturas que la fase ferntica. Ademas, una matriz austemtica tiene un lfmite de alta solubilidad de elementos de aleacion, por lo que es ventajoso para la precipitacion de la fase Y', que es indispensable para el fortalecimiento de la precipitacion de la aleacion, y para el fortalecimiento con una solucion solida de la matriz austemtica en sf. Dado que Ni es el elemento mas eficaz para la formacion de la matriz austemtica, el balance de la aleacion es Ni en la presente invencion. Por supuesto que el equilibrio contiene impurezas.

En la presente invencion, por medio del control de las composiciones qmmicas anteriores, se puede reducir la macrosegregacion.

En la presente invencion, se evita la macrosegregacion por medio del control de las composiciones qmmicas anteriores, y se puede evitar la microsegregacion de manera mas fiable con el uso de un proceso de produccion adecuado.

A continuacion en la presente memoria, se proporcionara una descripcion sobre las razones por las cuales el proceso de produccion se limita al metodo de invencion definido.

En la presente invencion, se producen un lingote, un electrodo para la refusion de arco al vacfo (de aqm en adelante, denominado VAR), y un electrodo para la refusion por electroescoria (de aqm en adelante, denominado ESR), cuyas composiciones qmmicas se ajustan a las explicadas con anterioridad por medio de fusion al vacfo.

La fusion al vacfo se lleva a cabo debido a las siguientes razones.

La aleacion base Ni definida en la presente invencion contiene elementos aditivos indispensables de Al y Ti, que son elementos que forman la fase y', con el fin de obtener una resistencia alta a una temperatura alta. Dado que Al y Ti son elementos activos, los oxidos y nitruros perjudiciales son susceptibles de formarse cuando la aleacion se fusiona en aire. Por lo tanto, es necesario llevar a cabo la fusion al vacfo que tiene un efecto de desgasificacion con el fin de evitar la precipitacion de inclusiones no metalicas perjudiciales tales como oxidos y nitruros.

Ademas, si Al y Ti forman muchos oxidos y nitruros, las cantidades de Al y Ti en una solucion solida disminuyen, por lo que la fase y', que se precipita por tratamiento de envejecimiento y contribuye al fortalecimiento de la aleacion base Ni, disminuye lo que de ese modo deteriora la aleacion base Ni en resistencia.

Por lo tanto, es necesario llevar a cabo la fusion al vacfo de la aleacion base Ni, que es capaz de restringir la formacion de oxidos y nitruros en la medida de lo posible.

Ademas, de acuerdo con la fusion al vacfo que tiene un efecto de refinacion, es posible eliminar los elementos perjudiciales.

De acuerdo con lo establecido con anterioridad, la fusion al vacfo es un medio indispensable para evitar que las inclusiones no metalicas se precipiten y eliminen los elementos de impureza lo que de ese modo mejora la aleacion base Ni en calidad.

Para una aleacion resistente al calor como la aleacion de la invencion que tiene una alta confiabilidad, es posible

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reducir aun mas la macrosegregacion y obtener el efecto de refinacion por medio del proceso de refusion de VAR o ESR con el uso de un electrodo como materia prima (es decir, un lingote) hecho de la aleacion base Ni que tiene la composicion qmmica anterior y se obtuvo por medio de fusion al vado.

La materia prima de aleacion base Ni despues de la fusion al vado se somete a un tratamiento termico de homogeneizacion a una temperatura de 1.160 a 1.220 °C durante 18 a 100 horas con el fin de eliminar la microsegregacion.

Las siguientes son razones por las cuales se determina que la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion este en el intervalo anterior.

La razon de fijar el lfmite inferior de la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion para que sea de 1.160 °C es que si la temperatura es inferior a 1.160 °C, no se puede eliminar la microsegregacion. En el caso de que sea inferior a 1.160 °C, seguira habiendo microvariacones (es decir, segregacion) en la concentracion de elementos de aleacion lo que de ese modo da lugar a propiedades mecanicas localmente deterioradas en el mismo lingote o electrodo.

Por otra parte, si el lfmite superior de la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion excede 1.220 °C, ya que la temperatura se encuentra inmediatamente debajo del punto de fusion de la aleacion de la invencion que tiene las composiciones qrnmicas definidas, se producira la fusion local en una region concentrada de los componentes solutos causada por la microsegregacion lo que de ese modo hace surgir un defecto en la region fundida debido al encogimiento de solidificacion durante el enfriamiento. Ademas, si se produce la fusion local, no solo no se elimina la microsegregacion, sino que tambien se incrementa bastante la microsegregacion, por lo que se pierde el efecto del tratamiento termico de homogeneizacion lo que de ese modo da lugar a que las propiedades mecanicas de la aleacion se puedan deteriorar, o que se puedan producir variaciones de las mismas. Por lo tanto, en la presente invencion, la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion debe estar dentro de un intervalo extremadamente limitado de 1.160 a 1.220 °C.

El lfmite inferior de la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion es preferiblemente 1.170 °C, y el lfmite superior de la misma es preferiblemente 1.210 °C.

La siguiente es una razon por la cual el tratamiento termico de homogeneizacion se lleva a cabo dentro del intervalo de tiempo anterior.

Dado que el efecto para reducir la microsegregacion por medio del tratamiento termico de homogeneizacion depende en gran parte mas de la temperatura de tratamiento que del tiempo de tratamiento, aunque el tratamiento termico de homogeneizacion se puede llevar a cabo en un periodo de tiempo corto a una temperatura alta, el tratamiento termico de homogeneizacion se debe llevar a cabo en un tiempo mas largo a una temperatura baja. Por lo tanto, el intervalo de tiempo del tratamiento termico de homogeneizacion se determino de acuerdo con lo establecido con anterioridad. Si el tiempo del tratamiento termico de homogeneizacion es mas corto que 1 hora, no se puede obtener el efecto de la eliminacion de la microsegregacion incluso a una temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion apropiada. Por lo tanto, el lfmite inferior del tiempo del tratamiento termico de homogeneizacion se fijo para que sea de 18 horas.

Por otra parte, incluso si el tratamiento termico de homogeneizacion se lleva a cabo por un tiempo superior a 100 horas en el intervalo de temperaturas anterior, no se puede obtener un efecto mucho mayor para reducir la microsegregacion. Por lo tanto, el lfmite superior del tiempo del tratamiento termico de homogeneizacion se determino que sea de 100 horas, mas preferiblemente 40 horas, aun mas preferiblemente 30 horas.

El tratamiento termico de homogeneizacion anterior se aplica a un lingote despues de la fusion al vado, o un electrodo para VAR o ESR producido por medio de fusion al vado, y refusion de acuerdo con lo definido por la reivindicacion 7.

Por ejemplo, en el caso en el que el tratamiento termico de homogeneizacion se lleva a cabo dos o mas veces, es efectivo realizarlo una vez despues de la fusion al vado, y una o mas veces despues del prensado en caliente, forjado en caliente o refusion.

En el caso de la presente invencion, es posible reducir la ocurrencia de la macrosegregacion en un lingote, un electrodo para VaR, o un electrodo para ESR, dado que se controla un balance de composicion entre la cantidad de Al y Ti y la cantidad de Mo, en la que Al y Ti son susceptibles a una segregacion de tipo flotante, y Mo es susceptible a una segregacion de tipo asentamiento.

Sin embargo, por ejemplo, si la macrosegregacion permanece, hay una posibilidad de una ocurrencia de agrietamiento en la aleacion durante el prensado en caliente y el forjado en caliente. Ademas, por ejemplo, cuando se lleva a cabo VAR, hay una posibilidad de que sea imposible llevar a cabo una fusion suficiente de la aleacion debido a la ocurrencia de un arco inestable para un electrodo debido a la macrosegregacion.

Por lo tanto, el lingote, el electrodo para VAR y el electrodo para ESR despues de la fusion al vado se someten al

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tratamiento termico de homogeneizacion bajo las condiciones de la temperatura y el tiempo de tratamiento fijadas con anterioridad, lo que permite de ese modo obtener el efecto para reducir tanto la macrosegregacion como la microsegregacion.

En el caso en el que la aleacion se someta a refusion tal como VAR y ESR despues de la fusion al vado, el tratamiento termico de homogeneizacion es mas eficaz con el fin de eliminar la microsegregacion de ese modo cuando la refusion se lleva a cabo antes del tratamiento termico de homogeneizacion.

Ademas, por ejemplo, en el caso en el que la aleacion se somete a refusion tal como VAR y ESR, con respecto a las condiciones del tratamiento termico de homogeneizacion llevado a cabo despues de la fusion al vado, aunque puede ser satisfactorio llevar a cabo el tratamiento termico dentro del intervalo de temperaturas especificado, del cual el lfmite inferior es 1.100 °C, simplemente con el fin de reducir aun mas la macrosegregacion, o provocar que los compuestos intermetalicos se disuelvan en una matriz, una temperatura de menos de 1.160 °C como condicion del tratamiento termico de homogeneizacion es inapropiada para el fin de eliminar la microsegregacion.

En la presente invencion, se describe la puesta en practica de VAR o ESR una o dos veces entre la fusion al vado y el tratamiento termico de homogeneizacion. Es decir, por ejemplo, si los procesos de fusion al vado ^ VAR o ESR ^ se llevan a cabo el tratamiento termico de homogeneizacion, o la fusion al vado ^ VAR o ESR ^ VAR o ESR ^ el tratamiento termico de homogeneizacion, se puede reducir la macrosegregacion ademas, y al mismo tiempo, se puede asegurar el efecto de evitar la microsegregacion obtenible por medio del tratamiento termico de homogeneizacion posterior. Ademas, la refusion se puede llevar a cabo por medio de VAR o ESR con el uso de un electrodo producido por medio de forjado en caliente de un lingote producido por medio de fusion al vado.

La razon de esto es la siguiente.

Tanto VAR como ESR son eficaces en la mejora de la limpieza de la aleacion para mejorar la calidad del producto por medio de la disminucion de inclusiones no metalicas que deterioran la aleacion en propiedades mecanicas, y en la reduccion de segregacion. Por lo tanto, por medio de la puesta en practica de VAR o ESR una vez para reducir de manera eficiente la macrosegregacion de la aleacion base Ni, se puede asegurar el efecto de eliminar la microsegregacion en el tratamiento termico de homogeneizacion posterior.

Una VAR o ESR efectiva en la reduccion de la segregacion se puede llevar a cabo dos veces. En tal caso, se puede asegurar el efecto de eliminar la microsegregacion en el tratamiento termico de homogeneizacion posterior.

Por ejemplo, incluso si un lingote producido por medio de fusion al vado no tiene un peso necesario, es posible obtener un lingote uniforme de tamano grande en el que la macrosegregacion se ha eliminado en forma suficiente por tal proceso en que una pluralidad de lingotes se producen bajo vado a unirse entre sf por soldadura para formar un electrodo grande, y de allf en adelante el electrodo grande unido se somete a una ESR por una vez para reducir la macrosegregacion cerca de las porciones soldadas, y el producto obtenido de este modo se somete a una ESR por segunda vez con el fin de eliminar en forma suficiente la macrosegregacion lo que de ese modo obtiene el lingote de tamano grande anterior.

De acuerdo con VAR, en especial debido a la atmosfera de vado, se restringe una perdida de elementos activos Al y Ti causada por oxidacion o nitruracion, y en particular se pueden obtener excelentes efectos de desgasificacion y desoxidacion en virtud de la separacion del oxido de flotacion. En el caso en el que se aplique ESR, debido a un efecto de no desgasificacion, si bien los elementos activos de Al y Ti se reducen en forma promocional lo que da lugar al deterioro de las propiedades mecanicas, en particular se eliminan con eficacia sulfuros e inclusiones no metalicas de tamano grande. Ademas, dado que un dispositivo de bombeo de vado no siempre es necesario para la ESR, por lo tanto en forma ventajosa un equipo relativamente simple es suficiente. Por lo tanto, se debe aplicar VAR o ESR dependiendo de las propiedades requeridas del producto y el coste de fabricacion. Por supuesto se pueden utilizar VAR y ESR en combinacion.

A continuacion, se proporcionara una descripcion de la proporcion de segregacion definida en la presente invencion. En la invencion, se presto atencion a Mo que es un elemento susceptible a la segregacion. Es decir, en la invencion, se presto atencion a Mo como un mdice que indica que la segregacion se restringio en forma suficiente, y la proporcion de segregacion de Mo se especifico en un intervalo extremadamente limitado de 1 a 1,17.

La proporcion de segregacion de acuerdo con lo enumerado en la invencion significa una proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X caractenstica obtenida por medio de un analisis de lmea de microanalizador de rayos X (de aqrn en adelante, denominado EPMA). Por lo tanto, cuando la segregacion de Mo no se halla en absoluto, la proporcion de segregacion de Mo es 1. Si la microsegregacion de Mo se mantiene, la proporcion de segregacion de Mo es mayor.

El lfmite superior de proporcion de segregacion de Mo se especifica a partir de la experiencia basada en los experimentos. La razon por la cual el lfmite superior esta hecho para ser 1,17 es que si no es mas de 1,17, se puede determinar que casi se ha eliminado la microsegregacion.

Si bien se describe en detalle en los ejemplos que se describiran mas adelante, si la proporcion de segregacion de

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Mo no es superior a 1,17, se puede mejorar en forma estable un producto final en propiedades mecanicas. Por otra parte, si la proporcion de segregacion de Mo excede 1,17, se produce una disminucion en las propiedades causada por la microsegregacion, por lo que un producto final se deteriora en resistencia y ductilidad debido a la microsegregacion.

Por lo tanto, en la invencion, el lfmite superior de proporcion de segregacion de Mo se determina que es 1,17, y mas preferiblemente la proporcion de segregacion de Mo no es superior a 1,10.

Con el fin de medir la proporcion de microsegregacion de Mo, es suficiente con que Mo se pueda analizar en lmea con EMPA en la direccion que cruza una dendrita aunque en cualquier direccion en el caso de un lingote, y tambien en la direccion en angulos rectos a una direccion longitudinal en el caso de un forjado. La razon de esto es que ya que la direccion de arriba es paralela a una variacion de la concentracion de Mo causada por la segregacion, la segregacion se puede detectar por un analisis de lmea de una distancia mas corta. La medicion puede realizarse en forma mas exacta a medida que se incrementa la distancia de analisis. Sin embargo, es irreal medir una distancia excesivamente larga. De acuerdo con el estudio llevado a cabo por los presentes inventores, un analisis de lmea de unicamente 3 mm de longitud es satisfactorio ya que el analisis se puede realizar bien por tal longitud.

En la presente invencion, el forjado en caliente se puede llevar a cabo despues del tratamiento termico de homogeneizacion. Una temperatura de forjado en caliente puede ser de aproximadamente 1.000 a 1.150 °C.

En la invencion, de acuerdo con lo expuesto con anterioridad, la proporcion de segregacion de Mo se controla para que este en un intervalo de 1 a 1,17 por medio de un tratamiento termico de homogeneizacion, de modo que no haya riesgo de que la proporcion de segregacion de Mo se incremente como resultado del forjado en caliente. Por lo tanto, se pueden obtener excelentes propiedades mecanicas sin el deterioro de las propiedades de la aleacion base Ni despues del forjado en caliente.

En la invencion, ya que la macrosegregacion y la microsegregacion estan restringidas, es posible lograr una estructura de metal que no tiene una region en la que una serie de diez o mas carburos ricos en Mo, cada uno tiene un tamano de no menos de 3 pm, esten continuamente presentes en intervalos de no mas de 10 pm. Si no se puede una zona en la que los carburos ricos en Mo esten presentes en forma local, o una presencia de una zona de este tipo es muy pequena, es posible obtener propiedades mecanicas isotropicamente excelentes.

Dado que Mo se segrega en una region en la que estan presentes carburos ricos en Mo, es posible confirmar simplemente los rastros de la segregacion de Mo mediante la observacion de un estado de distribucion de carburos ricos en Mo. Ademas, ya que una distribucion local de carburos ricos en Mo puede afectar el comportamiento de recristalizacion lo que de ese modo provoca la ocurrencia de una estructura de metal de granos mixtos, es posible obtener una estructura uniforme de granos de cristal por medio de la restriccion de la distribucion local de carburos ricos en Mo, que de ese modo restringe la ocurrencia de no uniformidad de las propiedades mecanicas tales como resistencia y dureza.

Por ejemplo, la Fig. 1 es una vista en seccion transversal microfotografica optica de una aleacion base Ni sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °Cy posteriormente a un tratamiento termico de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento, y la Fig. 2 es una vista esquematica de la misma. La Fig. 3 es una vista en seccion transversal microfotografica optica de una aleacion base Ni sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C seguido de un tratamiento de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento, y la Fig. 4 es una vista esquematica de la misma.

En la aleacion base Ni de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C, se halla que permanece una pequena cantidad de carburos ricos en Mo (M6C) que tienen un tamano maximo de 5 pm. En la aleacion base Ni sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C, apenas se hallan carburos a base de Mo. Este sera un resultado de que la segregacion en un lingote se ha eliminado o reducido por medio de un tratamiento termico de homogeneizacion a alta temperatura.

Tal observacion de la estructura de metal se puede realizar en forma satisfactoria simplemente mediante la observacion de 5 a 10 campos de ubicaciones en los que los carburos se aglomeran por medio de un microscopio optico de magnificacion x400, que de ese modo mide los tamanos de carburo y sus distribuciones.

La eliminacion de la microsegregacion se puede lograr por medio del proceso de fabricacion de la invencion. La aleacion base Ni de la invencion es adecuada para forjados de tamano medio o pequeno tales como alabes de la turbina de vapor y pernos, y productos de tamano grande tales como rotores de turbinas de vapor y tubos de caldera.

En el caso en el que se utilice la aleacion base Ni en las aplicaciones anteriores, es posible proporcionar un producto sometido a una combinacion de tratamiento termico de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento, o un producto sometido unicamente a un tratamiento termico de solucion solida, por ejemplo. El efecto de eliminar la microsegregacion en virtud del tratamiento termico de homogeneizacion no se desvanece por el tratamiento termico de solucion solida y/o el tratamiento de envejecimiento. Incluso si se aplica cualquier tratamiento termico a la aleacion base Ni de la invencion, es posible obtener propiedades mecanicas estables de la misma.

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Ejemplo 1

Se prepararon lingotes de diez kilogramos por medio de fusion por induccion al vacm, y materiales de aleacion base Ni que tiene las composiciones qmmicas proporcionadas en la Tabla 1, se obtuvieron los contenidos de composiciones qmmicas de las cuales estuvieron dentro del intervalo de la composicion definido en la invencion. El balance fue Ni e impurezas.

En el material de aleacion base Ni (lingote) de la aleacion Num. 1 proporcionada en la Tabla 1, se llevo a cabo el tratamiento termico de homogeneizacion a temperaturas en el intervalo de 1.140 a 1.220 °C durante 20 horas. De allf en adelante, para confirmar la presencia de microsegregacion, se muestreo un muestra de 10 mm cuadrados a partir del lingote obtenido, y se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA. Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en pasos de 7,5 pm en una longitud de 3 mm bajo las siguientes condiciones: la tension de aceleracion fue 15 kV, la corriente de la sonda fue 3,0 x 10-7 A, y el diametro de la sonda fue 7,5 pm, y se calculo la proporcion de segregacion, que es la proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X.

Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en la direccion que cruza la dendrita.

En el material de aleacion base Ni (es decir, lingote) de la aleacion Num. 2, no se llevo a cabo el tratamiento termico de homogeneizacion y se llevaron a cabo el calentamiento a 1.100 °C y el forjado en caliente. Por otra parte, en los materiales de aleacion base Ni (es decir, lingotes) de las aleaciones Nums. 3 a 10, se llevo a cabo el tratamiento termico de homogeneizacion a temperaturas en el intervalo de 1.160 a 1.220 °C durante 20 horas, y de allf en adelante se llevo a cabo un forjado en caliente a 1.100 °C. En todos los materiales de aleacion de las aleaciones Nums. 2 a 10, no se iniciaron las grietas de forjado y similares, y la forjabilidad fue excelente.

En los materiales de aleacion base Ni de las aleaciones Nums. 2 a 10, despues del forjado en caliente, para confirmar la presencia de microsegregacion, se muestreo un muestra de 10 mm cuadrados a partir de la aleacion base Ni obtenida que se habfa forjado, y se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA. Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en pasos de 7,5 pm en una longitud de 3 mm bajo las siguientes condiciones: la tension de aceleracion fue 15 kV, la corriente de la sonda fue 3,0 x 10-7 A, y el diametro de la sonda fue 7,5 pm, y se calculo la proporcion de segregacion, que es la proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X. La proporcion de segregacion de Mo se proporciona en la Tabla 2. Se realizo el analisis de lmea de EPMA en la direccion en angulos rectos para la direccion longitudinal del forjado.

Con respecto a la macrosegregacion, se llevo a cabo una prueba de macroestructura para comprobar en forma visual la presencia de segregacion. La aleacion en la que se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de "no", y la aleacion en la que no se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de "sP'. La Tabla 2 proporciona en forma adicional los resultados de la comprobacion de segregacion.

Tabla 1

(% en masa)

Aleacion Num.: C Si Mn Ni Cr Mo W Al Ti Zr B Fe Mg Al/(Al+0,56Ti) Mo +0,5W

1: 0,030 0,01 0,01 Balance 19,68 9,78 - 1,16 1,70 0,06 0,0036 - 0,0001 0,55 9,78

2: 0,031 0,01 0,01 Balance 19,98 9,65 0,03 1,14 1,62 0,01 0,0046 - 0,0005 0,56 9,67

3: 0,028 0,01 0,01 Balance 19,98 9,93 0,02 1,18 1,66 0,01 0,0045 - 0,0009 0,56 9,94

4: 0,033 0,01 0,01 Balance 19,98 9,96 0,03 1,19 1,66 0,01 0,0046 - 0,0010 0,56 9,98

5: 0,034 0,01 0,01 Balance 20,27 11,85 0,01 1,22 1,67 0,01 0,0047 - 0,0010 0,57 11,85

6: 0,032 0,02 0,01 Balance 20,26 11,89 0,01 1,23 1,66 0,02 0,0042 - 0,0012 0,57 11,90

7: 0,037 0,01 0,01 Balance 21,81 9,92 0,02 1,20 1,65 0,02 0,0045 - 0,0010 0,56 9,93

8: 0,035 0,01 0,02 Balance 21,87 9,96 0,01 1,21 1,64 0,03 0,0044 - 0,0011 0,57 9,97

9: 0,037 0,01 0,01 Balance 19,02 9,30 0,02 1,59 1,52 0,04 0,0041 - 0,0022 0,65 9,30

10: 0,032 0,02 0,01 Balance 19,13 9,33 0,02 1,60 1,53 0,03 0,0042 - 0,0021 0,65 9,34

*Nota 1: Una marca "-" significa "sin adicion". *Nota 2: El "Balance" incluye impurezas.

Aleacion: Material base de la aleacion del muestra Condiciones del tratamiento termico de homogeneizacion Proporcion de segregacion de Mo oHay macrosegregacion? Observaciones

: Lingote sin tratamiento termico 1,57 sf Muestra comparativa

: Lingote 1140 °Cx 20 hs 1,18 sf Muestra comparativa

1: Lingote 1160 °Cx 20 hs 1,16 sf Muestra de la invencion

: Lingote 1180 °Cx 20 hs 1,12 sf Muestra de la invencion

: Lingote 1200 °Cx 20 hs 1,06 sf Muestra de la invencion

: Lingote 1220 °Cx 20 hs 1,06 sf Muestra de la invencion

2: Material forjado sin tratamiento termico 1,49 sf Muestra comparativa

3: Material forjado 1180 °Cx 20 hs 1,09 sf Muestra de la invencion

4: Material forjado 1200 °Cx 20 hs 1,06 sf Muestra de la invencion

5: Material forjado 1160 °Cx 20 hs 1,14 sf Muestra de la invencion

6: Material forjado 1200 °Cx 20h 1,08 sf Muestra de la invencion

7: Material forjado 1160 °Cx 20 hs 1,14 sf Muestra de la invencion

8: Material forjado 1200 °Cx 20 hs 1,06 sf Muestra de la invencion

9: Material forjado 1160 °Cx 20 hs 1,14 sf Muestra de la invencion

10: Material forjado 1200 °Cx 20 hs 1,08 sf Muestra de la invencion

De acuerdo con lo mostrado en la Tabla 2, la proporcion de segregacion de Mo de la aleacion de la invencion que se somete a tratamiento termico de homogeneizacion a una temperature de 1.160 °C o mayor que y se somete a 5 forjado en caliente a 1.100 °C toma un valor pequeno de 1,17 o mas pequeno, de modo que se haya hallado que la microsegregacion es pequena. Una temperatura de tratamiento de homogeneizacion mayor muestra una tendencia para que la proporcion de segregacion de Mo se vuelva pequena, de modo que se haya hallado que el efecto para reducir la microsegregacion es mayor cuando el tratamiento termico de homogeneizacion se lleva a cabo a una temperatura mayor.

10 Por otra parte, en el ejemplo comparativo en el que no se llevo a cabo la temperatura del tratamiento termico de homogeneizacion, la proporcion de segregacion de Mo despues del forjado en caliente es mayor que 1,17, lo que sugiere que permanece mucha microsegregacion.

En las aleaciones base Ni Nums. 2, 3, 4, 6 y 10 en la Tabla 2, se llevaron a cabo un tratamiento termico de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento bajo las condiciones tfpicas aplicadas a los productos reales, y se 15 examinaron las propiedades mecanicas. Se muestreo el muestra a lo largo de la direccion longitudinal del forjado.

En el tratamiento termico de solucion solida, se calento la aleacion a 1.066°C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire. En el tratamiento de envejecimiento, se calento la aleacion a 850 °C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de primera etapa, y se calento a 760 °C durante 16 horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de 20 segunda etapa.

Para evaluar las propiedades mecanicas de estos materiales tratados termicamente, se llevaron a cabo una prueba de traccion a temperatura ambiente y 700 °C y una prueba de rotura por fluencia a 700 °C. Los resultados de la

prueba de traccion a temperatura ambiente y 700 °C se proporcionan en la Tabla 3. Los resultados de la prueba de rotura por fluencia Nevada a cabo a una temperatura de prueba de 700 °C y a tensiones de 490 N/mm2 y 385 N/mm2 se proporcionan en la Tabla 4.

Tabla 3

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Temperatura de prueba 0,2% de tension de prueba Resistencia a la traccion 2, Elongacion (%) Reduccion del area Observaciones

2: no Temperatura ambiente 643,9 1083,2 38,4 48,8 Muestra comparativa

3: 1180 °C Temperatura ambiente 715,0 1161,6 37,6 53,1 Muestra de la invencion

4: 1200 °C Temperatura ambiente 690,0 1143,0 38,1 49,7 Muestra de la invencion

6: 1200 °C Temperatura ambiente 818,0 1209,0 33,2 47,4 Muestra de la invencion

10: 1200 °C Temperatura ambiente 790,0 1204,0 36,5 52,9 Muestra de la invencion

2: no 700 °C 570,0 878,0 26,3 23,6 Muestra comparativa

3: 1180 °C 700 °C 615,8 917,4 37,4 32,5 Muestra de la invencion

4: 1200 °C 700 °C 595,0 912,0 34,7 39,8 Muestra de la invencion

6: 1200 °C 700 °C 707,0 957,0 40,0 39,7 Muestra de la invencion

10: 1200 °C 700 °C 702,0 953,0 40,1 49,6 Muestra de la invencion

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Tabla 4

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Tension: 490N/mm2 Tension: 385N/mm2 Observaciones

Tiempo de rotura (h): Reduccion del area (%) Tiempo de rotura (h) Reduccion del area (%)

2: No 84,6 27,4 836,5 35,5 Muestra comparativa

3: 1180 °C 139,6 31,6 1077,0 33,4 Muestra de la invencion

4: 1200 °C 149,5 35,0 1366,9 34,9 Muestra de la invencion

6: 1200 °C 114,7 54,1 - - Muestra de la invencion

10: 1200 °C 136,2 54,2 - - Muestra de la invencion

La Tabla 3 revela que todas las aleaciones base Ni Nums. 3, 4, 6 y 10 de los Espedmenes de la invencion sometidas a un tratamiento termico de homogeneizacion tienen una mayor tension de prueba y resistencia a la 10 traccion a temperatura ambiente y 700 °C y una mas larga elongacion y reduccion del area a 700 °C que la aleacion

base Ni Num. 2 del Muestra comparativa no sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion, y por lo tanto, por medio de la puesta en practica del tratamiento termico de homogeneizacion, las propiedades de traccion se pueden hacer excelentes en forma estable.

Ademas, la Tabla 4 revela que todas las aleaciones base Ni Nums. 3, 4, 6 y 10 de los Espedmenes de la invencion 15 sometidas a un tratamiento termico de homogeneizacion tienen una vida mas larga de rotura por fluencia a 700 °C que la aleacion base Ni Num. 2 del Muestra comparativa no sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion, y tienen una reduccion del area de rotura equivalente a o mayor que la de la aleacion base Ni Num. 2 del Muestra comparativa, y por lo tanto, por medio de la puesta en practica del tratamiento termico de homogeneizacion, las propiedades de rotura por fluencia de las aleaciones se pueden hacer excelentes en forma estable. Ademas, las 20 aleaciones Nums. 6 y 10 no se sometieron a la prueba de rotura por fluencia llevada a cabo a una temperatura de

prueba de 700 °C y a una tension de 385 N/mm2. Sin embargo, a partir de la relacion entre las vidas de rotura por fluencia a una tension de 490 N/mm2 y 385 N/mm2 de las aleaciones Nums. 2, 3 y 4, se puede ver una correlacion

de tal manera que la aleacion que tenga una larga vida de rotura a una tension de 490 N/mm2 tambien tiene una larga vida de rotura a 385 N/mm2. Por lo tanto, se puede suponer que las aleaciones Nums. 6 y 10 de los Espedmenes de la invencion tambien tienen excelentes propiedades de rotura por fluencia a una temperatura de prueba de 700 °C y a una tension de 385 N/mm2 como las aleaciones Nums. 3 y 4 del Muestra de la invencion.

5 La Tabla 5 muestra los resultados de las mediciones de los coeficientes de expansion termica promedio a temperaturas de 30 °C a 1.000 °C de las aleaciones base Ni Nums. 3 y 4 del Muestra de la invencion y la aleacion base Ni Num. 2 del Muestra comparativa. En la presente memoria, el coeficiente de expansion termica se midio por medio de un instrumento de medicion de expansion termica diferencial mediante el uso de una pieza de prueba de barra redonda que tiene un diametro de 5 mm y una longitud de 19,5 mm muestreados en paralelo con la direccion 10 longitudinal del forjado.

A partir de la Tabla 5, es concebible que el coeficiente de expansion termica en el nivel de la pieza de prueba de esta prueba este apenas influenciado por microsegregacion porque no se reconocio ninguna diferencia en los coeficientes de expansion termica promedio desde 30 °C para cada temperatura de las aleaciones base Ni Nums. 3 y 4 del Muestra de la invencion y la aleacion base Ni Num. 2 del Muestra comparativa.

15 En las aleaciones base Ni Nums. 3 y 4 de los Espedmenes de la invencion sometidas al tratamiento de envejecimiento, se realizo una observacion de estructura metalografica en seccion transversal para examinar la distribucion y los tamanos de los carburos. El analisis se realizo mediante la observacion de 10 campos de una ubicacion en la que los carburos se coagulan mediante el uso de un microscopio optico de magnificacion x400. Las Figuras 1 a 4 son microfotograffas de estructuras metalograficos tfpicas y vistas esquematicas de las mismas.

20 En la aleacion base Ni Num. 3 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C que se muestra en las Figuras 1 y 2, los carburos ricos en Mo (M6C) que tienen un tamano maximo de 5 pm permanece en pequenas cantidades, e incluso en la ubicacion en la que los carburos se coagulan, se observaron aproximadamente cinco carburos ricos en Mo cada uno con un tamano de 3 pm o mayor en intervalos de 2 a 10 pm. En la aleacion base Ni sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C que se 25 muestra en las Figuras 3 y 4, apenas se hallaron carburos ricos en Mo en sr El carburo rico en Mo es una porcion blanca en la fotograffa, y en la vista esquematica, se transcribe la forma del mismo.

Tabla 5

Num.: Coeficiente de expansion termica promedio ( x 10-6/°C) Observaciones

30 a 100 °C: 30 a 200 °C 30 a 300 °C 30 a 400 °C 30 a 500 °C 30 a 600 °C 30 a 700 °C 00 O CO o o o Q) o 30 a 900 °C 30 a 1000 °C

2: 11,29 12,12 12,68 13,07 13,41 13,67 14,22 14,56 15,33 16,17 Muestra comparativa

3: 10.97 12,01 12,65 13,06 13,44 13,71 14,32 14,75 15,56 16,45 Muestra de la invencion

4: 11,58 12,27 12,76 13,06 13,35 13,58 14,13 14,51 15,27 16,08 Muestra de la invencion

Ejemplo 2

30 A continuacion, se muestra un ejemplo al cual se aplico refusion. En esta prueba, se aplico una ESR que tiene los grandes efectos de la eliminacion de sulfuros y la eliminacion de grandes inclusiones.

Se produjo un electrodo para ESR por medio de fusion por induccion al vado. La Tabla 6 muestra las composiciones qrnmicas del material de aleacion base Ni de la aleacion Num. 11. En la presente memoria, el nivel de impurezas de P, S, y similares fue el siguiente: el contenido de P fue 0,002%, y el contenido de S fue 0,0002%. Para el material de 35 aleacion base Ni de la aleacion Num. 11, se sometio el electrodo para ESR a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1180 °C durante 20 horas despues de la fusion por induccion al vado, y posteriormente refusion por medio de ESR se llevo a cabo para obtener un lingote grande de una escala de 3 toneladas. A continuacion, se sometio el lingote grande a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C durante 20 horas, se sometio a floreado a 1150 °C, y ademas se sometio a forjado en caliente a 1.000 °C. En el momento del floreado y el forjado 40 en caliente, no se iniciaron las grietas de forjado y similares, y la forjabilidad fue excelente.

(% en masa)

Aleacion Num.: C Si Mn Ni Cr Mo W Al Ti Zr B Fe Mg Al/(Al+0,56Ti) Mo +0,5W

11: 0,031 0,02 0,01 Balance 19,97 10,02 0,02 1,16 1,55 0,01 0,0055 0,54 0,0019 0,57 10,03

•Nota: El “balance” incluye impurezas.

Para confirmar la presencia de microsegregacion, se muestreo un muestra de 10 mm cuadrados a partir del forjado 5 forjado en caliente de la aleacion base Ni de la aleacion Num. 11 proporcionada en la Tabla 6, y se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA. Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en pasos de 7,5 pm en una longitud de 3 mm bajo las siguientes condiciones: la tension de aceleracion fue 15 kV, la corriente de la sonda fue 3,0 x 10-7A, y el diametro de la sonda fue 7,5 pm, y se calculo la proporcion de segregacion, que es la proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X. La Tabla 7 proporciona la proporcion de segregacion de Mo. Se llevo a 10 cabo el analisis de lmea de EPMA en la direccion en angulos rectos para la direccion longitudinal del forjado.

Con respecto a la macrosegregacion, se llevo a cabo una prueba de macroestructura para comprobar en forma visual la presencia de segregacion. La aleacion en la que se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de "no", y la aleacion en la que no se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de "sP'.

Tabla 7

Aleacion Num.: Condiciones del tratamiento termico de homogeneizacion Proporcion de segregacion de Mo ^Hay macrosegregacion? Observaciones

11: 1180 °Cx 20h 1,10 sf Muestra de la invencion

15

La Tabla 7 revela que la proporcion de segregacion de Mo de la aleacion base Ni Num. 11 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1180 °C y sometida a forjado en caliente toma un valor tan pequeno como 1,10, de modo que la microsegregacion sea pequena.

A continuacion, en la aleacion base Ni de la aleacion Num. 11, se llevaron a cabo un tratamiento termico de solucion 20 solida y un tratamiento de envejecimiento bajo las condiciones tfpicas aplicadas a los productos reales, y se examinaron las propiedades mecanicas. Se muestreo el muestra a lo largo de la direccion longitudinal del forjado.

En el tratamiento termico de solucion solida, se calento la aleacion a 1066°C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire. En el tratamiento de envejecimiento, se calento la aleacion a 850 °C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de primera etapa, y se calento 25 a 760 °C durante 16 horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de segunda etapa.

Para evaluar las propiedades mecanicas del material tratado termicamente, se llevaron a cabo una prueba de traccion a temperatura ambiente y 700 °C y una prueba de rotura por fluencia a 700 °C. Los resultados de la prueba de traccion a temperatura ambiente y 700 °C se proporcionan en la Tabla 8. Los resultados de la prueba de rotura 30 por fluencia llevada a cabo a una temperatura de prueba de 700 °C y a tensiones de 490 N/mm2 y 385 N/mm2 se proporcionan en la Tabla 9.

Tabla 8

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Temperatura de prueba (°C) 0,2% de tension de prueba (N/mm2) Resistencia a la traccion (N/mm2) Elongacion (%) Reduccion del area (%) Observaciones

11: 1180 °C Temperatura ambiente 676,0 1139,0 37,2 49,8 Muestra de la invencion

1180 °C: 700 °C 598,0 902,0 65,0 61,1 Muestra de la invencion

11: 1180 °C 126 65,5 859,2 66,2 Muestra de la invencion

[0044]

La Tabla 8 revela que la aleacion base Ni Num. 11 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de 5 homogeneizacion a 1180 °C y sometida al proceso de refusion tiene una alta tension de prueba y resistencia a la traccion a temperatura ambiente y 700 °C y una gran elongacion y reduccion del area a 700 °C, y por lo tanto, muestra excelentes propiedades de traccion.

Ademas, la Tabla 9 revela que la aleacion base Ni Num. 11 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1180 °C y sometida al proceso de refusion tiene una larga vida de rotura por fluencia 10 a 700 °C y una gran reduccion del area de rotura, y por lo tanto, muestra propiedades de rotura por fluencia estables y excelentes.

Ejemplo 3

A continuacion, se muestra un ejemplo al cual se aplico VAR.

Se produjo un electrodo para VAR por medio de fusion por induccion al vacm. La Tabla 10 muestra las 15 composiciones qrnmicas del material de aleacion base Ni de la aleacion Num. 12. Para el material de aleacion base Ni de la aleacion Num. 12, se sometio el electrodo para VAR a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1200 °C durante 20 horas despues de la fusion al vado, y posteriormente se llevo a cabo refusion por medio de VAR para obtener un lingote grande de una escala de 1 tonelada. A continuacion, se sometio el lingote grande a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1180 °C durante 20 horas, se sometio a floreado a 1.150 °C, y ademas se sometio a 20 forjado en caliente a 1.000 °C. En el momento del floreado y el forjado en caliente, no se iniciaron las grietas de forjado y similares, y la forjabilidad fue excelente.

Tabla 10

Aleacion Num.: C Si Mn Ni Cr Mo W Al Ti Zr B Fe Mg Al/(A1+0,56Ti) Mo +0,5W

12: 0,030 0,03 0,01 Balance 19,95 9,93 0,03 1,18 1,57 0,05 0,0051 0,32 0,0011 0,57 9,95

'Nota: El "Balance" incluye impurezas.

Para confirmar la presencia de microsegregacion, se muestreo un muestra de 10 mm cuadrados a partir del forjado 25 forjado en caliente de la aleacion base Ni de la aleacion Num. 12 proporcionada en la Tabla 10, y se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA. Se realizo el analisis de lmea de EPMa en pasos de 7,5 pm en una longitud de 3 mm bajo las siguientes condiciones: la tension de aceleracion fue 15 kV, la corriente de la sonda fue 3,0 x 10-7 A, y el diametro de la sonda fue 7,5 pm, y se calculo la proporcion de segregacion, que es la proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X. Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en la direccion en angulos 30 rectos para la direccion longitudinal del forjado. La Tabla 11 proporciona la proporcion de segregacion de Mo.

Tabla 11

Aleacion Num.: Condiciones del tratamiento termico de homogeneizacion Proporcion de segregacion de Mo oHay macrosegregacion? Observaciones

12: 1200 °C x 20 hs 1,10 sf Muestra de la invencion

La Tabla 11 revela que la proporcion de segregacion de Mo de la aleacion base Ni Num. 12 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C y sometida a forjado en caliente toma un valor tan pequeno como 1,10, de modo que la microsegregacion sea pequena.

5

10

15

20

25

30

35

40

A continuacion, en la aleacion base Ni Num. 12, se llevaron a cabo un tratamiento termico de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento bajo las condiciones tipicas aplicadas a los productos reales, y se examinaron las propiedades mecanicas. Se muestreo el muestra a lo largo de la direccion longitudinal del forjado.

En el tratamiento termico de solucion solida, se calento la aleacion a 1.066°C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire. En el tratamiento de envejecimiento, se calento la aleacion a 850 °C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de primera etapa, y se calento a 760 °C durante 16 horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de segunda etapa.

Para evaluar las propiedades mecanicas del material tratado termicamente, se llevo a cabo una prueba de rotura por fluencia a 700 °C. Los resultados d2e la prueba de rotura p°r fluencia llevada a cabo a una temperatura de prueba de 700 °C y a tensiones de 490 N/mm y 385 N/mm se proporcionan en la Tabla 12.

Tabla 12

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Tension: 490N/mm2 Tension:385N/mm2 Observaciones

12: 1200 °C 143 55,2 890 66,2 Muestra de la invencion

[0051]

La Tabla 12 revela que la aleacion base Ni Num. 12 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.180 °C y sometida al proceso de refusion tiene una larga vida de rotura por fluencia a 700 °C y una gran reduccion del area de rotura, y por lo tanto, muestra propiedades de rotura por fluencia estables y excelentes.

Ejemplo 4

A continuacion, se muestra un ejemplo en el que se examino la influencia de microsegregacion en la direccion en angulos rectos para la direccion longitudinal del forjado.

Se prepararon lingotes de diez kilogramos por medio de fusion por induccion al vacm. La Tabla 13 proporciona las composiciones qmmicas de los mismos. Se calento el lingote de la aleacion Num. 13 a 1.100 °C y se forjo en caliente sin haberse sometido a un tratamiento termico de homogeneizacion. Se sometieron los lingotes de las aleaciones Nums. 14 y 15 a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.140 °C y 1.200 °C, respectivamente, durante 20 horas, y se forjaron en caliente a 1.100 °C. En los lingotes de las aleaciones Nums. 13 a 15, no se generaron las grietas de forjado y similares, y la forjabilidad fue excelente.

Tabla 13

(% en masa)

Aleacion Num.: C Si Mn Ni Cr Mo W Al Ti Zr B Fe Mg Al/(Al+0,56Ti) Mo +0,5W

13: 0,034 0,01 0,01 Balance 19,98 9,93 - 1,25 1,60 0,09 0,0046 - 0,0055 0,58 9,93

14: 0,031 0,04 0,01 Balance 20,22 9,92 - 1,17 1,61 0,10 0,0034 - 0,0016 0,56 9,92

15: 0,033 0,01 0,01 Balance 20,27 9,98 - 1,24 1,62 0,10 0,0046 - 0,0036 0,58 9,98

*Nota 1: Una marca "-" significa "sin adicion".

*Nota 2: El "Balance" incluye impurezas.

Despues del forjado en caliente, para confirmar la presencia de microsegregacion, se muestreo un muestra de 10 mm cuadrados a partir del forjado obtenido, y se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA. Se realizo el analisis de lmea de EPMA en pasos de 7,5 pm en una longitud de 3 mm bajo las siguientes condiciones: la tension de aceleracion fue 15 kV, la corriente de la sonda fue 3,0 x 10-7 A, y el diametro de la sonda fue 7,5 pm, y se calculo la proporcion de segregacion, que es la proporcion del valor maximo al valor mmimo de la intensidad de rayos X. Se llevo a cabo el analisis de lmea de EPMA en la direccion en angulos rectos para la direccion longitudinal del forjado. La Tabla 14 proporciona la proporcion de segregacion de Mo.

Con respecto a la macrosegregacion, se llevo a cabo una prueba de macroestructura para comprobar en forma visual la presencia de segregacion. La aleacion en la que se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de

5

10

15

20

25

"no", y la aleacion en la que no se hallo irregularidad del grabado se indica por medio de "sP'. Tabla 14

13: sin tratamiento termico 1,45 sf Muestra comparativa

14: 1140 °Cx 20 hs 1,19 sf Muestra comparativa

15: 1200 °Cx 20 hs 1,06 sf Muestra de la invencion

La Tabla 14 revela que, en la aleacion Num. 13 del Muestra comparativa no sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion y la aleacion Num. 14 sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1140 °C, la proporcion de segregacion de Mo despues del forjado en caliente es mayor que 1,17, y permanece mucha microsegregacion, y por otra parte, en la aleacion Num. 15 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1.200 °C, la proporcion de segregacion de Mo despues del forjado en caliente es inferior a 1,17, y la microsegregacion es pequena.

En las aleaciones Nums. 13 a 15, se llevaron a cabo un tratamiento termico de solucion solida y un tratamiento de envejecimiento bajo las condiciones tfpicas aplicadas a los productos reales, y se examinaron las propiedades mecanicas. Se muestrearon la pieza de prueba de rotura por fluencia y la pieza de prueba de impacto Charpy a lo largo de la direccion en angulos rectos para la direccion longitudinal del forjado.

En el tratamiento termico de solucion solida, se calento la aleacion a 1066°C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire. En el tratamiento de envejecimiento, se calento la aleacion a 850 °C durante cuatro horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de primera etapa, y se calento a 760 °C durante 16 horas y de allf en adelante se refrigero por aire como el tratamiento de envejecimiento de segunda etapa.

Para evaluar las propiedades mecanicas de estos materiales tratados termicamente, se llevo a cabo una prueba de rotura por fluencia a 700 °C. Se llevo a cabo la prueba de rotura por fluencia en las aleaciones Nums. 13 a 15 mediante el uso de dos piezas de pruebas cada una. Los resultados de la prueba de rotura por fluencia llevada a cabo a una temperatura de prueba de 700 °C y a tensiones de 490 N/mm2 y 385 N/mm2 se proporcionan en la Tabla 15. Para asegurarse de esto, se llevo a cabo una prueba de impacto Charpy con una muesca en V de 2mm a 23°C con el proposito principal de detectar con facilidad la influencia de microsegregacion. La prueba de impacto Charpy se llevo a cabo en las aleaciones Nums. 13 a 15 mediante el uso de tres piezas de pruebas cada una. Los resultados de la prueba de impacto Charpy a una temperatura de prueba de 23°C se proporcionan en la Tabla 16.

Tabla 15

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Tension: 490N/mm2 Tension: 385N/ mm2 Observaciones

13: no 174,9 59,0 708,1 53,3 Muestra comparativa

158,4: 58,0 1009,8 50,9

14: 1140 °C 130,4 49,3 881,6 51,0 Muestra comparativa

129,4: 51,1 1078,3 49,1

15: 1200 °C 194,6 38,9 1322,0 39,5 Muestra de la invencion

185,1: 39,9 1251,2 28,2

Aleacion Num.: Tratamiento termico de homogeneizacion Valor de impacto (J/cm2) Observaciones

13: no 73,3 Muestra comparativa

76,7

76,0

14: 1140 °C 72,7 Muestra comparativa

78,7

80,1

15: 1200 °C 93,7 Muestra de la invencion

90,3

91,2

La Tabla 15 revela que la aleacion Num. 15 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1200 °C tiene una vida mas larga de rotura por fluencia y muestra variaciones mas pequenas 5 que las aleaciones Nums. 13 y 14 de los Espedmenes comparativos, y por lo tanto, puede proporcionar excelentes propiedades de rotura por fluencia en forma estable.

Ademas, Tabla 16 revela que la aleacion Num. 15 del Muestra de la invencion sometida a un tratamiento termico de homogeneizacion a 1200 °C muestra un valor de impacto mayor y tiene una mayor dureza en forma estable que las aleaciones Nums. 13 y 14 de los Espedmenes comparativos. Por lo tanto, se puede confirmar que por medio de la 10 implementacion del tratamiento termico de homogeneizacion definido en la presente invencion, se elimina la microsegregacion.

A partir de los resultados anteriores, se halla que en la aleacion base Ni a la cual se aplica el proceso de fabricacion de la presente invencion, se puede restringir tanto la macrosegregacion como la microsegregacion.

A partir de este hecho, es evidente que la aleacion base Ni de la presente invencion tiene excelentes propiedades 15 mecanicas tales como la resistencia y la ductilidad a temperaturas en el intervalo de temperatura ambiente a alta temperatura.

Aplicabilidad industrial

Si se aplica el proceso de fabricacion de la invencion, se puede restringir tanto la macrosegregacion como la microsegregacion. Por lo tanto, se puede proporcionar una aleacion base Ni adecuada para diversas partes 20 utilizadas para, por ejemplo, una planta de energfa termica de presion ultra supercntica de clase de -700 °C.

Claims

5

10

15

20

25

30

35

REIVINDICACIONES

1. Una aleacion base Ni que comprende, en masa: de 0,015% a 0,040% de carbono,

menos de 0,1% de Si, menos de 0,1% de Mn, de 19 a 24% de Cr,

una combinacion de un elemento esencial de Mo y un elemento opcional W en terminos de 7%<Mo+(W/2)<13%,

de 1,0 a 1,7% de Al,

de 1,4 a 1,8% de Ti,

no mas de 0,01% de Mg,

de 0,0005 a 0,010% de B,

de 0,005 a 0,07% de Zr,

no mas de 2% de Fe, y

el balance siendo Ni e impurezas inevitables,

en el que el valor de Al/(Al+0,56Ti) es 0,50 a 0,70, y

caracterizada por que

la aleacion base Ni tiene una proporcion de segregacion de Mo de 1 a 1,17, la proporcion de segregacion se define como una proporcion de un valor maximo a un valor mmimo de una intensidad de rayos X caractenstica obtenida por medio de un analisis de la lmea microanalizadora de rayos X.
2. La aleacion base Ni segun la reivindicacion 1, en la que la proporcion de segregacion de Mo es 1 a 1,10.
3. La aleacion base Ni segun la reivindicacion 1 o 2, que comprende, en masa,

de 19 a 22% de Cr,

una combinacion de un elemento esencial de Mo y un elemento opcional W en terminos de 9%<Wo+(W/2)<12%, y

de 0,0005 a 0,0030% de Mg.
4. La aleacion base Ni segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende, en masa, de 1,0 a 1,3% de Al.
5. La aleacion base Ni segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende, en masa, desde mas de 1,3 a 1,7% de Al.
6. La aleacion base Ni segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, que es un producto forjado.
7. Un proceso para la fabricacion de la aleacion base Ni segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes,

que comprende

fundir al vacfo una materia prima, y de allf en adelante:

someter a cualquier proceso de refusion de arco al vacfo y refusion por electroescoria,

someter a un tratamiento termico de homogeneizacion a una temperatura de 1.160 °C a 1.220 °C durante 18 a 100 horas por lo menos una vez, y

en forma opcional someter a forjado en caliente.