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ES2843268T3 - Aleación de Ni-Cr-Fe - Google Patents

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ES2843268T3 ES17858416T ES17858416T ES2843268T3 ES 2843268 T3 ES2843268 T3 ES 2843268T3 ES 17858416 T ES17858416 T ES 17858416T ES 17858416 T ES17858416 T ES 17858416T ES 2843268 T3 ES2843268 T3 ES 2843268T3
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Hirokazu Okada
Tomoaki HAMAGUCHI
Shinnosuke Kurihara
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Abstract

Una aleación de NiCrFe, que comprende una composición química que consiste en: en % en masa, C: del 0,03 al 0,15 %, Si: no más del 1,00 %, Mn: no más del 2,00 %, P: no más del 0,040 %, S: no más del 0,0050 %, Cr: del 18,0 al 25,0 %, Ni: del 25,0 al 40,0 %, Ti: del 0,10 al 1,60 %, Al: del 0,05 al 1,00 %, N: no más del 0,020 %, O: no más del 0,008 %, Metal de tierras raras (MTR): del 0,001 al 0,100 %, B: del 0 al 0,010 %, Ca: del 0 al 0,010 %, Mg: del 0 al 0,010 %, V: del 0 al 0,5 %, Nb: del 0 al 1,0 %, Ta: del 0 al 1,0 %, Hf: del 0 al 1,0 %, Mo: del 0 al 1,0 %, W: del 0 al 2,0 %, Co: del 0 al 3,0 %, y Cu: del 0 al 3,0 %, siendo el resto Fe e impurezas, cumpliendo la composición química las siguientes Fórmulas (1) a (3): 0,50 <= Ti + 48A1/27 <= 2,20 (1) 0,40 <= Ti/(Ti + 48A1/27) <= 0,80 (2) Σ[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3-O/16 >= 0 (3) donde, cada símbolo de elemento de las Fórmulas (1) a (3) se sustituye por el contenido, % en masa, del elemento correspondiente, y A(MTR) de la Fórmula (3) se sustituye por el peso atómico de cada metal de tierras raras.

Description

DESCRIPCIÓN
Aleación de Ni-Cr-Fe
Campo técnico
La presente invención se refiere a una aleación austenítica resistente al calor, y más específicamente a una aleación de NiCrFe.
Antecedentes de la técnica
Convencionalmente, las instalaciones tales como las calderas de generación de energía térmica y las plantas químicas funcionan en entornos de alta temperatura (tal como de 400 a 800 °C) y, además, se ponen en contacto con fluidos de proceso que incluyen sulfuros y/o cloruros. Por lo tanto, los materiales que se utilizarán en tales instalaciones requieren su resistencia a la fluencia y resistencia a la corrosión a altas temperaturas.
Los ejemplos del material para su uso en tales instalaciones incluyen acero inoxidable 18-8 tal como SUS304H, SUS316H, SUS321H y SUS347H, y aleaciones de NiCrFe representadas por la aleación 800H, que está especificada como NCF800H por el norma JIS.
Una aleación de NiCrFe destaca en cuanto a su resistencia a la corrosión y resistencia a altas temperaturas en comparación con un acero inoxidable 18-8. Además, una aleación de NiCrFe destaca en cuanto a su eficiencia económica en comparación con una aleación a base de Ni representada por Alloy617. Por lo tanto, las aleaciones de NiCrFe se utilizan ampliamente en regiones de entornos de uso de condiciones severas.
Las aleaciones de NiCrFe usadas en tales entornos de uso de condiciones severas se proponen en la publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2013-227644 (Bibliografía de patente 1), publicación de solicitud de patente japonesa n.° 06-264169 (Bibliografía de patente 2), publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2002-256398 (Bibliografía de patente 3) y publicación de solicitud de patente japonesa n.° 08-13104 (Bibliografía de patente 4).
Una aleación austenítica resistente al calor desvelada en la Bibliografía de patente 1 consiste en, en % en masa, C: menos del 0,02 %, Si: no más del 2 %, Mn: no más del 2 %, Cr: no menos del 20 % y menos del 28 %, Ni: más del 35 % y no más del 50 %, W: del 2,0 al 7,0 %, Mo: menos del 2,5 % (incluido el 0 %), Nb: menos del 2,5 % (incluido el 0 %), Ti: menos del 3,0 % (incluido el 0 %), Al: no más del 0,3 %, P: no más del 0,04 %, S: no más del 0,01 %, y N: no más del 0,05 %, siendo el resto Fe e impurezas, en donde f1 = (1/2) W Mo es de 1,0 a 5,0, f2 = (1/2) W Mo Nb 2Ti es de 2,0 a 8,0, y f3 = Nb 2Ti es de 0,5 a 5,0.
Una aleación resistente al calor y resistente a la corrosión desvelada en la Bibliografía de patente 2 consiste en, en % en peso, del 55 al 65 % de níquel, del 19 al 25 % de cromo, del 1 al 4,5 % de aluminio, del 0,045 al 0,3 % de itrio, del 0,15 a 1 % de titán, del 0,005 al 0,5 % de carbono, del 0,1 al 1,5 % de silicio, no más del 1 % de manganeso, un total del 0,005 % de al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste en magnesio, calcio y cerio, un total de menos del 0,5 % de magnesio y calcio, menos del 1 % de cerio, del 0,0001 al 0,1 % de boro, no más del 0,5 % de circonio, del 0,0001 al 0,2 % de nitrógeno y no más del 10 % de cobalto, siendo el resto Fe y las impurezas que lo acompañan.
Una aleación austenítica desvelada en la Bibliografía de patente 3 contiene, en % en masa, C: del 0,01 al 0,1 %, Mn: del 0,05 al 2 %, Cr: del 19 al 26 % y Ni: del 10 al 35 %, con el contenido de Si cumpliendo una fórmula de 0,01 < Si < (Cr 0,15 x Ni - 18)/10.
Una aleación resistente al calor desvelada en la Bibliografía de patente 4 consiste en, en % en peso, C: del 0,02 al 0,15 %, Si: del 0,70 al 3,00 %, Mn: no más del 0,50 %, Ni: del 30,0 al 40,0 %, Cr: del 18,0 al 25,0 %, Al: del 0,50 al 2,00 % y Ti: del 0,10 al 1,00 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables. Además, también la publicación de solicitud de patente US2010/034690 desvela una aleación austenítica de NiCrFe.
Listado de citas
Bibliografía de patentes
Bibliografía de patente 1: Publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2013-227644
Bibliografía de patente 2: Publicación de solicitud de patente japonesa n.° 06-264169
Bibliografía de patente 3: Publicación de solicitud de patente japonesa n.° 2002-256398
Bibliografía de patente 4: Publicación de solicitud de patente japonesa n.° 08-13104
Bibliografía no de patente
Bibliografía no de patente 1: Hans van Wortel: "Control of Relaxation Cracking in Austenitic High Temperature Components", CORROSION2007 (2007), NACE, Artículo n.° 07423
Sumario de la invención
Problema técnico
La aleación austenítica resistente al calor desvelada en la Bibliografía de patente 1 controla la formación de la fase de Laves especificando el contenido de W, Mo, Nb y Ti, mejorando así la resistencia a la fluencia y la tenacidad. La aleación resistente al calor y resistente a la corrosión desvelada en la Bibliografía de patente 2 mejora la resistencia a la oxidación a alta temperatura haciendo que y' precipite durante la fluencia. La aleación austenítica desvelada en la Bibliografía de patente 3 mejora las propiedades de cementación al suprimir la exfoliación de la película de óxido que se compone predominantemente de C2O3 y se forma sobre la superficie del material. La aleación resistente al calor desvelada en la Bibliografía de patente 4 contiene una cantidad específica de Cr, una cantidad reducida de Mn y una cantidad fija de Si, por lo que es posible obtener una excelente resistencia a la oxidación incluso en un caso en el que se reduzca el contenido de Ni.
Por otro lado, La Bibliografía no de patente 1 desvela que una aleación de NiCrFe tiene una alta susceptibilidad al craqueo por relajación de tensiones. Esto significa que una aleación de NiCrFe requiere un tratamiento térmico de alivio de la tensión, tras el trabajo, para una parte doblada y una parte soldada, en donde está presente la tensión residual. Por lo tanto, una aleación de NiCrFe no solo requiere una excelente resistencia a la fluencia, sino también una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
Un objetivo de la presente invención es proporcionar una aleación de NiCrFe que destaque en cuanto a su resistencia a la fluencia y resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
Solución del problema
Una aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención tiene una composición química que consiste en, en % en masa, C: del 0,03 al 0,15 %, Si: no más del 1,00 %, Mn: no más del 2,00 %, P: no más del 0,040 %, S: no más del 0,0050 %, Cr: del 18,0 al 25,0 %, Ni: del 25,0 al 40,0 %, Ti: del 0,10 al 1,60 %, Al: del 0,05 al 1,00 %, N: no más del 0,020 %, O: no más del 0,008 %, metal de tierras raras (MTR): del 0,001 al 0,100 %, B: del 0 al 0,010 %, Ca: del 0 al 0,010 %, Mg: del 0 al 0,010 %, V: del 0 al 0,5 %, Nb: del 0 al 1,0 %, Ta: del 0 al 1,0 %, Hf: del 0 al 1,0 %, Mo: del 0 al 1,0 %, W: del 0 al 2,0 %, Co: del 0 al 3,0 %, y Cu: del 0 al 3,0 %, siendo el resto Fe e impurezas, la composición química que cumple las fórmulas (1) a (3):
0,50 < Ti 48A1/27 < 2,20 (1)
0,40 < Ti/(Ti 48A1/27) < 0,80 (2)
I[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3*O/16 > 0 (3)
donde, cada símbolo de elemento en las fórmulas descritas anteriormente se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente. A(MTR) de la Fórmula (3) se sustituye por el peso atómico de cada metal de tierras raras.
Efecto ventajoso de la invención
Una aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención destaca en cuanto a su resistencia a la fluencia y resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
Breve descripción de los dibujos
[Figura 1] La Figura 1 es un diagrama para mostrar una relación entre fn2 de cada Marca de referencia de los ejemplos y una suma (% en masa) de la fase y' y la fase n tras el tratamiento de envejecimiento.
Descripción de las realizaciones
Los presentes inventores han realizado un estudio detallado sobre la resistencia a la fluencia y la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de las aleaciones de NiCrFe. Como resultado, los presentes inventores han obtenido los siguientes hallazgos.
(A) Para obtener una excelente resistencia a la fluencia, la cantidad de precipitación de y' (compuesto intermetálico: Nia(Ti, Al)), que precipita durante la fluencia en un entorno de alta temperatura, puede aumentar. Si y' precipita lo suficiente durante la fluencia en un entorno de alta temperatura, la resistencia a la fluencia de la aleación aumenta mediante el endurecimiento por precipitación. Sin embargo, si y' precipita excesivamente, se deteriora la deformabilidad dentro de un grano de austenita, provocando así la concentración de tensiones en las superficies limitantes del grano. Como resultado, se deteriora la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación. Por lo tanto, para lograr una excelente resistencia a la fluencia y una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones al mismo tiempo, es necesario ajustar la cantidad de y' que precipita durante la fluencia en un entorno de alta temperatura. Para obtener una cantidad adecuada de precipitación de y', se puede ajustar el contenido de Ti y Al, que constituyen y'.
Específicamente, la composición química de la aleación de NiCrFe cumple la Fórmula (1) para mantener la resistencia al craqueo por relajación de tensiones al tiempo que se garantiza la resistencia a la fluencia:
0,50 < Ti 48A1/27 < 2,20 (1)
donde, cada símbolo del elemento de la Fórmula (1) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente. Se define ahora fn1 como fn1 = Ti 48A1/27. fn1 es un índice para indicar la cantidad de y' que precipita durante la fluencia. fn1 es un contenido total de Al y Ti, convirtiéndose el contenido de Al en la cantidad de Ti. Cuando fn1 es inferior a 0,50, no se obtendrá una cantidad suficiente de precipitación de y'. Por esa razón, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por otro lado, cuando fn1 es superior a 2,20, la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación de NiCrFe se deteriorará debido a una gran cantidad de precipitación de y'.
(B) La y' que ha precipitado durante la fluencia en un entorno de temperatura caliente puede cambiar de forma con el tiempo. Específicamente, mientras que la y' fina precipita en una etapa temprana de la fluencia, y' puede cambiar a una fase n gruesa y acicular (Ni3Ti) durante la fluencia en un entorno de alta temperatura con el tiempo. La formación de la fase n disminuirá la resistencia a la fluencia de la aleación de NiCrFe.
Entonces, los presentes inventores han investigado en detalle un caso en el que la fase y' cambia a la fase n en un entorno de alta temperatura. Como resultado, supusieron que el contenido de Ti con respecto al contenido total de Al y Ti, convirtiéndose el contenido de Al en la cantidad de Ti, está relacionado con el cambio de la fase y' a la fase n. Por consiguiente, los presentes inventores han investigado en detalle el contenido de Ti con respecto al contenido total de Al y Ti, convirtiéndose el contenido de Al en la cantidad de Ti, y la microestructura durante la fluencia.
Se define ahora fn2 como fn2 = Ti/(Ti 48A1/27). fn2 es una proporción del contenido de Ti con respecto al contenido total de Al y Ti, convirtiéndose el contenido de Al en la cantidad de Ti. La Figura 1 muestra una relación entre fn2 y una suma de la fase y' y la fase n tras el tratamiento de envejecimiento. La Figura 1 se obtiene mediante el siguiente método. Se crea usando fn2, y el contenido de Ti, Al y Ni en la fase y' y la fase n tras el tratamiento de envejecimiento, que se obtienen mediante el método descrito a continuación, para las aleaciones de NiCrFe cuyas composiciones químicas están dentro del intervalo de la presente invención, y en las que la Fórmula (1) descrita anteriormente y la Fórmula (3) descrita a continuación están dentro del intervalo de la presente invención. Además, La fase y' y la fase n se diferencian usando un método que se describirá a continuación. El símbolo "O" de la Figura 1 indica un ejemplo en el que la densidad numérica de la fase n tras el tratamiento de envejecimiento es inferior a 5/100 |jm2. Por otro lado, el símbolo "•" de la Figura 1 indica un ejemplo en el que la densidad numérica de la fase n tras el tratamiento de envejecimiento no es inferior a 5/100 jm 2.
Por referencia a la Figura 1, cuando fn2 es inferior a 0,40, no se obtendrá una cantidad suficiente de precipitación de y'. En este caso, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por otro lado, cuando fn2 es superior a 0,80, y' cambia a la fase n. Como resultado, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por lo tanto, cuando fn2 es de 0,40 a 0,80, es posible aumentar la resistencia a la fluencia de la aleación de NiCrFe.
Como se ha descrito hasta ahora, si la composición química de la aleación de NiCrFe de la presente invención cumple la Fórmula (2), y' precipita en una cantidad adecuada, y la precipitación de la fase n se suprimirá incluso tras haber transcurrido el tiempo, de modo que se obtendrá una excelente resistencia a la fluencia:
0,40 < Ti/(Ti 48A1/27) < 0,80 (2)
donde, cada símbolo del elemento de la Fórmula (2) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente.
(C) Una de las causas del craqueo por relajación de tensiones es la segregación de S en los límites de los granos. Por lo tanto, es posible aumentar la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación de NiCrFe disminuyendo una impureza de S, que se segrega en los límites de los granos, provocando así la fragilidad de los límites de los granos. Por otro lado, los metales de tierras raras (MTR) se combinan con una pequeña cantidad de S, que no se pueden retirar mediante el refinado, en la aleación formando así inclusiones. En otras palabras, un MTR puede inmovilizar S en forma de inclusiones.
Por lo tanto, el ajuste del contenido de MTR para que sea una cantidad apropiada permitirá mejorar la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación de NiCrFe. El MTR se combina con S y también es probable que se combine fácilmente con O. Por lo tanto, para inmovilizar el S con MTR, se debe ajustar el contenido de MTR teniendo en cuenta la cantidad de MTR que se combina con O.
Si la composición química de la aleación de NiCrFe de la presente invención cumple la Fórmula (3), S quedará suficientemente inmovilizado por MTR, y se obtendrá una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones:
£[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3^O/16 > 0 (3)
donde, cada símbolo de elemento de la Fórmula (3) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente, y A(MTR) se sustituye por el peso atómico de cada metal de tierras raras.
£[MTR/(A(MTR))] se sustituye por una suma de valores que se obtienen dividiendo cada contenido de MTR (% en masa) contenido en la aleación de NiCrFe entre el peso atómico de MTR.
Se define ahora fn3 como fn3 = £[MTR/(A(MTR))] - s /32 - 2/3^O/16. MTR es un nombre genérico de un total de 17 elementos de Sc, Y y lantánidos. Cuando fn3 no es inferior a 0, MTR puede inmovilizar lo suficiente el S en forma de inclusiones, mejorando así la resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención, que se ha completado basándose los hallazgos descritos anteriormente, tiene una composición química que consiste en, en % en masa, C: del 0,03 al 0,15 %, Si: no más del 1,00 %, Mn: no más del 2,00 %, P: no más del 0,040 %, S: no más del 0,0050 %, Cr: del 18,0 al 25,0 %, Ni: del 25,0 al 40,0 %, Ti: del 0,10 al 1,60 %, Al: del 0,05 al 1,00 %, N: no más del 0,020 %, O: no más del 0,008 %, metal de tierras raras (MTR): del 0,001 al 0,100 %, B: del 0 al 0,010 %, Ca: del 0 al 0,010 %, Mg: del 0 al 0,010 %, V: del 0 al 0,5 %, Nb: del 0 al 1,0 %, Ta: del 0 al 1,0 %, Hf: del 0 al 1,0 %, Mo: del 0 al 1,0 %, W: del 0 al 2,0 %, Co: del 0 al 3,0 %, y Cu: del 0 al 3,0 %, siendo el resto Fe e impurezas, la composición química que cumple las fórmulas (1) a (3):
0,50 < Ti 48A1/27 < 2,20 (1)
0,40 < Ti/(Ti 48A1/27) < 0,80 (2)
X[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3^O/16 > 0 (3)
donde, cada símbolo de elemento de las Fórmulas (1) a (3) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente. A(MTR) de la Fórmula (3) se sustituye por un peso atómico de cada metal de tierras raras.
La composición química descrita anteriormente puede contener B: del 0,0001 al 0,010 %.
La composición química descrita anteriormente puede contener uno o dos tipos seleccionados del grupo que consiste en Ca: del 0,0001 al 0,010 % y Mg: del 0,0001 al 0,010 %.
La composición química descrita anteriormente puede contener uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en V: del 0,01 al 0,5 %, Nb: del 0,01 al 1,0 %, Ta: del 0,01 a 1,0 % y Hf: del 0,01 al 1,0 %.
La composición química descrita anteriormente puede contener uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en Mo: del 0,01 al 1,0 %, W: del 0,01 al 2,0 %, Co: del 0,01 al 3,0 %, y Cu: del 0,01 al 3,0 %.
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención tiene una excelente resistencia a la fluencia y una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones. Para ser más específicos, la aleación de NiCrFe no se romperá durante 300 horas o más incluso si se somete a una deformación por tracción del 10 % a una velocidad de deformación de 0,05 min_1 y se mantiene tal cual bajo una atmósfera de aire de 650 °C tras someterse a laminación en frío a una reducción de área del 20 %.
En lo sucesivo en el presente documento, se describirá en detalle la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención. El símbolo "%" con respecto a los elementos significa, salvo que se especifique lo contrario, % en masa.
[Composición química]
La composición química de la aleación de NiCrFe de la presente invención contiene los siguientes elementos.
C: del 0,03 al 0,15 %
El carbono (C) estabiliza la austenita y aumenta la resistencia a la fluencia a alta temperatura de la aleación. Cuando el contenido de C es demasiado bajo, estos efectos no se pueden obtener. Por otro lado, cuando el contenido de C es demasiado alto, precipitará carburo grueso en gran cantidad, deteriorándose así la ductilidad de los límites del grano. Además, se reducen la tenacidad y la resistencia a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de C es del 0,03 al 0,15 %. El límite inferior del contenido de C es preferentemente del 0,04 %, más preferentemente, superior al 0,04 % e, incluso más preferentemente, del 0,05 % y, todavía más preferentemente, del 0,06 %. El límite superior del contenido de C es preferentemente del 0,12 % y, más preferentemente, del 0,10 %.
Si: no más del 1,00 %
Inevitablemente, hay contenido de silicio (Si). El Si desoxida la aleación, y mejora la resistencia a la corrosión y la oxidación a altas temperaturas de la aleación. Sin embargo, cuando el contenido de Si es demasiado alto, se deteriora la estabilidad de la austenita, y se reducen la tenacidad y la resistencia a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Si no es superior al 1,00 %. El límite superior del contenido de Si es preferentemente del 0,80 %, más preferentemente, del 0,60 %, e incluso más preferentemente, inferior al 0,60 %. La reducción excesiva del contenido de Si deteriora el efecto de desoxidación, deteriorando así la resistencia a la corrosión y la resistencia a la oxidación a altas temperaturas de la aleación. Y además, el coste de producción aumenta significativamente. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Si es preferentemente del 0,02 % y, más preferentemente, del 0,05 %.
Mn: no más del 2,00 %
Inevitablemente, hay contenido de manganeso (Mn). El Mn desoxida la aleación y estabiliza la austenita. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es demasiado alto, se provoca fragilidad, y se deterioran la tenacidad y la ductilidad a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Mn no es superior al 2,00 %. El límite superior del contenido de Mn es preferentemente del 1,80 % y, más preferentemente, del 1,50 %. La reducción excesiva del contenido de Mn deteriora el efecto de desoxidación y la estabilización de la austenita, y provoca además un aumento significativo del coste de producción. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Mn es preferentemente del 0,10 %, más preferentemente, del 0,30 %, y aún más preferentemente, superior al 0,50 %.
P: no más del 0,040 %
El fósforo (P) es una impureza. El P deteriora la trabajabilidad en caliente y la soldabilidad de la aleación, y también deteriora la ductilidad a la fluencia de la aleación tras largas horas de uso. Por lo tanto, el contenido de P no es superior al 0,040 %. El límite superior del contenido de P es preferentemente del 0,035 % y, más preferentemente, del 0,030 %. El contenido de P es preferentemente lo más bajo posible. Sin embargo, la reducción excesiva del contenido de P aumentará el coste de producción. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de P es preferentemente del 0,0005 % y, más preferentemente, del 0,0008 %.
S: no más del 0,0050 %
El azufre (S) es una impureza. El S deteriora la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación y también deteriora la trabajabilidad en caliente, la soldabilidad y la ductilidad a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de S no es superior al 0,0050 %. El límite superior del contenido de S es preferentemente del 0,0030 %. El contenido de S es preferentemente lo más bajo posible. Sin embargo, la reducción excesiva del contenido de S aumentará el coste de producción. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de S es preferentemente del 0,0002 % y, más preferentemente, del 0,0003 %.
Cr: del 18,0 al 25,0 %
El cromo (Cr) mejora la resistencia a la oxidación y la resistencia a la corrosión a altas temperaturas de la aleación. Cuando el contenido de Cr es demasiado bajo, estos efectos no se pueden obtener. Por otro lado, cuando el contenido de Cr es demasiado alto, se deteriora la estabilidad de la austenita a altas temperaturas y se reduce la resistencia a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Cr es del 18,0 al 25,0 %. El límite inferior del contenido de Cr es preferentemente del 18,5 % y, más preferentemente, del 19,0 %. El límite superior del contenido de Cr es preferentemente del 24,5 % y, más preferentemente, del 24,0 %.
Ni: del 25,0 al 40,0 %
El níquel (Ni) estabiliza la estructura de la austenita. Además, Ni forma y', aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación. Cuando el contenido de Ni es demasiado bajo, no es probable que se forme y', y no se puede obtener el efecto mencionado anteriormente. Por otro lado, cuando el contenido de Ni es demasiado alto, aumenta el coste de producción. Por lo tanto, el contenido de Ni es del 25,0 al 40,0 %. El límite inferior del contenido de Ni es preferentemente del 26,0 % y, más preferentemente, del 27,0 %. El límite superior del contenido de Ni es preferentemente del 37,0 % y, más preferentemente, del 35,0 %.
Ti: del 0,10 al 1,60 %
El titanio (Ti) se combina con el Ni para formar y'. Además, el Ti se combina con C para formar TiC, aumentando así la resistencia a la fluencia y la resistencia a la tracción de la aleación a altas temperaturas. Cuando el contenido de Ti es demasiado bajo, tales efectos no se pueden obtener. Por otro lado, cuando el contenido de Ti es demasiado alto, Y' precipita excesivamente, deteriorándose así la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Ti es del 0,10 al 1,60 %. El límite inferior del contenido de Ti es preferentemente del 0,20 %, más preferentemente, del 0,30 %, y aún más preferentemente, superior al 0,60 %. El límite superior del contenido de Ti es preferentemente del 1,50 %, más preferentemente, inferior al 1,50 % e, incluso más preferentemente, del 1,40 %.
Al: del 0,05 al 1,00 %
El aluminio (Ai) desoxida la aleación. Además, el Al se combina con el Ni para formar y', y aumenta la resistencia a la fluencia y la resistencia a la tracción de la aleación a altas temperaturas. Cuando el contenido de Al es demasiado bajo, tales efectos no se pueden obtener. Por otro lado, cuando el contenido de Al es demasiado alto, y' precipita en gran cantidad, deteriorándose así la resistencia al craqueo por relajación de tensiones, la ductilidad a la fluencia y la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Al es del 0,05 al 1,00 %. El límite inferior del contenido de Al es preferentemente del 0,08 % y, más preferentemente, del 0,10 %. El límite superior del contenido de Al es preferentemente del 0,90 % y, más preferentemente, del 0,80 %.
N: no más del 0,020 %
El nitrógeno (N) es una impureza. N precipita en forma de TiN grueso y reduce la cantidad de Ti disuelto, reduciéndose así la resistencia a la fluencia de la aleación. Además, el N deteriora la tenacidad y la trabajabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el contenido de N no es superior al 0,020 %. El límite superior del contenido de N es preferentemente del 0,017 % y, más preferentemente, del 0,015 %. El contenido de N es preferentemente lo más bajo posible. Sin embargo, la reducción excesiva del mismo aumentará el coste de producción. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de N es preferentemente del 0,002 % y, más preferentemente, del 0,004 %.
O: no más del 0,008 %
El oxígeno (O) es una impureza. El oxígeno deteriora la trabajabilidad en caliente de la aleación, y también deteriora la tenacidad y ductilidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de O no es superior al 0,008 %. El límite superior del contenido de O es preferentemente del 0,006 % y, más preferentemente, del 0,005 %. El contenido de O es preferentemente lo más bajo posible. Sin embargo, la reducción excesiva del mismo aumentará el coste de producción. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de O es preferentemente del 0,0005 % y, más preferentemente, del 0,0008 %.
MTR: del 0,001 al 0,100 %
El metal de tierras raras (MTR) forma un compuesto con S, reduciendo así el contenido de S que se ha disuelto en la matriz y mejorando la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación. Además, el MTR mejora la trabajabilidad en caliente y la resistencia a la oxidación de la aleación. Cuando el contenido de MTR es demasiado bajo, estos efectos no se pueden obtener. Por otro lado, cuando el contenido de MTR es demasiado alto, se deteriorarán la trabajabilidad en caliente y la soldabilidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de MTR es del 0,001 al 0,100 %. El límite inferior del contenido de MTR es preferentemente del 0,003 % y, más preferentemente, del 0,005 %. El límite superior del contenido de MTR es preferentemente del 0,090 % y, más preferentemente, del 0,080 %.
MTR es un nombre genérico de un total de 17 elementos de Sc, Y y lantánidos, y el contenido de MTR se refiere a un contenido total de uno o más elementos de MTR. Asimismo, generalmente, el metal compuesto tiene contenido de MTR. Por esa razón, el MTR puede añadirse al metal fundido en forma de metal compuesto, y puede ajustarse de manera que el contenido de MTR esté dentro del intervalo descrito anteriormente.
El resto de la composición química de la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención consiste en Fe e impurezas. En este caso, el término impureza significa un elemento que se introduce a partir de minerales y desechos como materia prima, o a partir de un entorno de producción, etc., cuando la aleación de NiCrFe se produce industrialmente, y se permite dentro de un intervalo que no afecte adversamente a la aleación de NiCrFe de la presente realización.
[Elementos opcionales]
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención puede contener B en lugar de parte de Fe.
B: del 0 al 0,010 %
El boro (B) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el B aumenta la resistencia a la fluencia de la aleación, haciendo que los carburos de los límites de los granos se dispersen finamente. Además, el B se segrega en los límites de los granos para ayudar a los efectos del MTR. Cuando el B está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrán los efectos mencionados anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de B es demasiado alto, se deteriorarán la soldabilidad y la trabajabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el contenido de B es del 0 al 0,010 %. El límite superior del contenido de B es preferentemente del 0,008 %. El límite inferior del contenido de B para obtener eficazmente los efectos mencionados anteriormente es preferentemente del 0,0001 % y, más preferentemente, del 0,0005 %.
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención puede contener uno o dos tipos seleccionados del grupo que consiste en Ca y Mg en lugar de parte de Fe. Cada uno de estos elementos forma un compuesto con S, ayudando así a los efectos del MTR.
Ca: del 0 al 0,010 %
El calcio (Ca) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Ca forma un compuesto con S, ayudando así al efecto inmovilizador de S del MTR. Si el Ca está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Ca es demasiado alto, el Ca forma óxido y deteriora la trabajabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Ca es del 0 al 0,010 %. El límite superior del contenido de Ca es preferentemente del 0,008 %. El límite inferior del contenido de Ca para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es preferentemente del 0,0001 %, más preferentemente, del 0,0002 % e, incluso más preferentemente, del 0,0003 %.
Mg: del 0 al 0,010 %
El Magnesio (Mg) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Mg forma un compuesto con S, ayudando así al efecto inmovilizador de S del MTR. Cuando el Mg está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Mg es demasiado alto, el Mg forma óxido, deteriorando así la trabajabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Mg es del 0 al 0,010 %. El límite superior del contenido de Mg es preferentemente del 0,008 %. El límite inferior del contenido de Mg para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es preferentemente del 0,0001 %, más preferentemente, del 0,0002 % e, incluso más preferentemente, del 0,0003 %.
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención puede contener uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en V, Nb, Ta y Hf en lugar de parte de Fe. Cada uno de estos elementos forma carburo y carbonitruro, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación.
V: del 0 al 0,5 %
El Vanadio (Va) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el V forma carburo fino y carbonitruro con C y N, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación. Cuando el V está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de V es demasiado alto, precipitará una gran cantidad de carburo y carbonitruro, deteriorándose así la ductilidad a la fluencia de la aleación. Por lo tanto, el contenido de V es del 0 al 0,5 %. El límite superior del contenido de V es preferentemente del 0,4 %. El límite inferior del contenido de V para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es del 0,01 %.
Nb: del 0 al 1,0 %
El Niobio (Nb) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Nb forma carburo fino y carbonitruro con C y N, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación. Cuando el Nb está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Nb es demasiado alto, precipitará una gran cantidad de carburo y carbonitruro, deteriorándose así la ductilidad a la fluencia y la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Nb es del 0 al 1,0 %. El límite superior del contenido de Nb es preferentemente del 0,4 %. El límite inferior del contenido de Nb para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es del 0,01 %.
Ta: del 0 al 1,0 %
El tántalo (Ta) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Ta forma carburo fino y carbonitruro con C y N, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación. Cuando el Ta está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Ta es demasiado alto, precipitará una gran cantidad de carburo y carbonitruro, deteriorándose así la ductilidad a la fluencia y la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Ta es del 0 al 1,0 %. El límite superior del contenido de Ta es preferentemente del 0,4 %. El límite inferior del contenido de Ta para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es del 0,01 %.
Hf: del 0 al 1,0 %
El hafnio (Hf) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, e1Hf forma carburo fino y carbonitruro con C y N, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación. Cuando e1Hf está contenido en una pequeña cantidad, se obtendrá el efecto mencionado anteriormente hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Hf es demasiado alto, precipitará una gran cantidad de carburo y carbonitruro, deteriorándose así la ductilidad a la fluencia y la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Hf es del 0 al 1,0 %. El límite superior del contenido de Hf es preferentemente del 0,4 %. El límite inferior del contenido de Hf para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es del 0,01 %.
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención puede contener uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en Mo, W, Co y Cu en lugar de parte de Fe.
Mo: del 0 al 1,0 %
El molibdeno (Mo) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Mo se disuelve en la aleación, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación a altas temperaturas. Cuando el Mo está contenido en una pequeña cantidad, tal efecto se obtendrá hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Mo es demasiado alto, se perderá la estabilidad de la austenita, deteriorándose así la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Mo es del 0 al 1,0 %. El límite superior del contenido de Mo es preferentemente del 0,9 %. El límite inferior para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es preferentemente del 0,01 %.
W: del 0 al 2,0 %
El tungsteno (W) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el W se disuelve en la aleación, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación a altas temperaturas. Cuando el W está contenido en una pequeña cantidad, tal efecto se obtendrá hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de W es demasiado alto, se perderá la estabilidad de la austenita, deteriorándose así la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, el contenido de W es del 0 al 2,0 %. El límite superior del contenido de W es preferentemente del 1,8 %. El límite inferior del contenido de W para obtener eficazmente el efecto mencionado anteriormente es preferentemente del 0,01 %.
Co: del 0 al 3,0 %
El cobalto (Co) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Co estabiliza la austenita y se disuelve en la aleación, aumentando así la resistencia a la fluencia de la aleación a altas temperaturas. Cuando el Co está contenido en una pequeña cantidad, tales efectos se obtendrán hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Co es demasiado alto, aumenta el coste de producción. Por lo tanto, el contenido de Co es del 0 al 3,0 %. El límite superior del contenido de Co es preferentemente del 2,8 %. El límite inferior del contenido de Co para obtener eficazmente los efectos mencionados anteriormente es preferentemente del 0,01 %.
Cu: del 0 al 3,0 %
El cobre (Cu) es un elemento opcional y puede que no esté contenido. Cuando está contenido, el Cu estabiliza la austenita y suprime la precipitación de la fase frágil, tal como la fase a, durante el uso a altas temperaturas. Cuando el Cu está contenido en una pequeña cantidad, tales efectos se obtendrán hasta cierto punto. Sin embargo, cuando el contenido de Cu es demasiado alto, se deteriora la trabajabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el contenido de Cu es del 0 al 3,0 %. El límite superior del contenido de Cu es preferentemente del 2,5 % y, más preferentemente, inferior al 2,0 %. El límite inferior del contenido de Cu para obtener eficazmente los efectos mencionados anteriormente es preferentemente del 0,01 %.
[Fórmula (1)]
La aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención cumple además la Fórmula (1):
0,50 < Ti 48A1/27 < 2,20 (1)
donde, cada símbolo del elemento de la Fórmula (1) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente.
fn1 = Ti 48A1/ 27 es un índice para indicar la cantidad de precipitación de y'. fn1 indica una cantidad total de Ti cuando la cantidad de Al se convierte en la cantidad de Ti. Cuando fn1 es inferior a 0,50, no se obtendrá una cantidad suficiente de precipitación de y', de modo que la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por otro lado, cuando fn1 es superior a 2,20, la resistencia al craqueo por relajación de tensiones, la ductilidad a la fluencia y la tenacidad de la aleación se deteriorarán debido a una cantidad excesiva de precipitación de y'. Por lo tanto, fn1 es de 0,50 a 2,20. En este intervalo, precipita una cantidad apropiada de y' y se obtiene una excelente resistencia a la fluencia. El límite superior de fn1 es preferentemente 2,00. El límite inferior de fn1 es preferentemente 0,65.
[Fórmula (2)]
La composición química descrita anteriormente cumple adicionalmente la Fórmula (2):
0,40 < Ti/(Ti 48A1/27) < 0,80 (2)
donde, cada símbolo del elemento de la Fórmula (2) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente.
fn2 = Ti/(Ti 48A1/27) es una proporción del contenido de Ti con respecto al contenido total de Al y Ti, convirtiéndose el contenido de Al en la cantidad de Ti. Cuando fn2 es inferior a 0,40, el contenido de Ti es demasiado bajo con respecto al contenido de Al, y se reduce la cantidad de precipitación de y'. Como resultado, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por otro lado, cuando fn2 es superior a 0,80, el contenido de Ti se vuelve excesivo con respecto al contenido de Al, de modo que, aunque el la y' fina precipita en una etapa temprana de la fluencia, la y' cambia a una fase n gruesa y acicular con el tiempo. Como resultado, se deterioran la resistencia a la fluencia y la tenacidad de la aleación. Por lo tanto, fn2 es de 0,40 a 0,80. En este intervalo, y' precipita en una cantidad apropiada, y no cambiará a la fase n ni siquiera cuando pase más tiempo, de modo que se obtiene una excelente resistencia a la fluencia. El límite superior de fn2 es preferentemente 0,75.
[Fórmula (3)]
La composición química descrita anteriormente cumple adicionalmente la Fórmula (3):
£[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3*O/16 > 0 (3)
donde, cada símbolo de elemento de la Fórmula (3) se sustituye por el contenido (% en masa) del elemento correspondiente, y A(MTR) se sustituye por el peso atómico de cada MTR.
fn3 = £[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3*O/16 es un índice para indicar la cantidad de S que se segrega en los límites de los granos. Cuando fn3 es un valor negativo, se segrega S en los límites de los granos, dando lugar a la fragilización de los límites de los granos, de modo que se deteriora la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación. Por otro lado, cuando fn3 no es inferior a 0, el MTR inmoviliza el S en forma de inclusiones, disminuyendo así el contenido de S en la matriz. Como resultado, es posible mejorar la resistencia al craqueo por relajación de tensiones de la aleación. Por lo tanto, fn3 no es inferior a 0.
[Método de producción]
Se describirá un ejemplo de método de producción de la aleación de NiCrFe de la presente realización. El método de producción de la presente realización comprende un proceso de producción de un lingote (proceso de fabricación de acero) y un proceso de producción de una placa laminada en caliente (proceso de trabajo en caliente). En lo sucesivo en el presente documento, se describirá cada proceso en detalle.
[Proceso de fabricación de acero]
En primer lugar, se funden las aleaciones que tienen las composiciones químicas descritas anteriormente. La fusión se realiza usando, por ejemplo, la fusión al vacío por inducción de alta frecuencia. A continuación, se produce un lingote mediante un método de fabricación de lingotes.
[Proceso de trabajo en caliente]
En el proceso de trabajo en caliente, normalmente, el trabajo en caliente se realiza una o varias veces. En primer lugar, se calienta el lingote y, posteriormente, se realiza el trabajo en caliente. El trabajo en caliente se refiere a, por ejemplo, la forja en caliente y la laminación en caliente. El trabajo en caliente se puede realizar mediante un método bien conocido.
Además, la aleación de NiCrFe trabajada en caliente puede someterse a trabajo en frío. El trabajo en frío es, por ejemplo, el laminado en frío.
Además, la aleación de NiCrFe, que se ha sometido al trabajo descrito anteriormente, se puede someter a un tratamiento térmico. La temperatura del tratamiento térmico es preferentemente de 1050 a 1200 °C. Además, tras calentarse y mantenerse, la aleación de NiCrFe se enfría preferentemente con agua.
En el método de producción ilustrativo descrito anteriormente, se ha descrito un método de producción de una placa de aleación de NiCrFe. Sin embargo, la aleación de NiCrFe puede ser una barra o una tubería de aleación. En otras palabras, la forma del producto no estará limitada. Asimismo, en el caso de la tubería de aleación, es preferible que se realice un trabajo en caliente mediante extrusión en caliente.
La aleación de NiCrFe producida mediante los procesos descritos hasta ahora tiene una excelente resistencia a la fluencia y una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
[Microestructura]
En la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención, la fase y' y la fase n precipitan en un entorno de uso a altas temperaturas. En otras palabras, la microestructura de la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención después de mantenerse a 650 °C durante 3000 horas contiene un total del 2 al 6 % en masa de fase y' y n, en donde la densidad numérica de la fase n es inferior a 5/100 |jm2. Cabe señalar que la fase y' y la fase n también se denominan en conjunto, en el presente documento, "precipitados por envejecimiento".
En caso de que la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención se someta a un tratamiento de envejecimiento para mantener la aleación a 650 °C durante 3000 horas y luego el total de la fase y' y la fase n sea inferior al 2 % en masa, se reducirá la cantidad de precipitación de y' en la aleación. Como resultado, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por otro lado, en caso de realizarse el mismo tratamiento de envejecimiento y luego que el total de la fase y' y la fase n sea superior al 6 % en masa, la cantidad de precipitación de y' puede aumentar excesivamente. En ese caso, la aleación no puede obtener una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones. Por lo tanto, el total de la fase y' y la fase n tras el tratamiento de envejecimiento es del 2 al 6 % en masa.
Específicamente, el total de la fase y' y la fase n se puede medir mediante el siguiente método. Se somete la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención a un tratamiento de envejecimiento para mantener la aleación a 650 °C durante 3000 horas. Se toma una muestra de prueba de 10 mm x 5 mm x 50 mm de la aleación de NiCrFe tras el tratamiento de envejecimiento. Cuando la aleación es una placa de aleación, la muestra de prueba se toma de una parte media del espesor de la placa de la tubería de aleación. Por otro lado, cuando la aleación es una tubería de aleación, la muestra de prueba se toma de una parte media del espesor de la pared. Cabe señalar que el peso de la muestra de prueba se mide de antemano.
Se electroliza la muestra de prueba tomada en una solución de ácido tartárico al 1 %, (NH4)2SO4 al 1 % y agua para tomar una muestra del residuo del electrolito. Se funde el residuo muestreado con una solución de HCl (1+4) y ácido tartárico al 20 % a 60 °C, y se filtra la solución. Se mide el filtrado mediante espectrometría de emisión de ICP (Inductively Coupled Plasma, plasma de acoplamiento inductivo) para determinar las concentraciones de Ti, Al y Ni del residuo. A partir de las concentraciones de Ti, Al y Ni determinadas en el residuo y Del peso de la muestra de prueba, se determina el contenido de Ti, Al y Ni de la fase y' y la fase n de la muestra de prueba. La suma de los contenidos de Ti, Al y Ni, que se han determinado mediante el método descrito hasta ahora, se define como una suma de la fase y' y la fase n (% en masa).
En caso de que la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención se someta a un tratamiento de envejecimiento para mantener la aleación a 650 °C durante 3000 horas y que luego la densidad numérica de la fase n no sea inferior a 5/100 jm 2, la parte de y' ha cambiado a la fase n. Por esa razón, la aleación de NiCrFe no puede obtener una excelente resistencia a la fluencia. Por lo tanto, la densidad numérica de la fase n tras el tratamiento de envejecimiento es inferior a 5/100 jm 2.
Específicamente, la densidad numérica de la fase n se puede medir mediante el siguiente método. Se somete la aleación de NiCrFe de acuerdo con la presente invención a un tratamiento de envejecimiento para mantener la aleación a 650 °C durante 3000 horas. Se realiza la observación microscópica en la aleación de NiCrFe tras el tratamiento de envejecimiento. Específicamente, se toma una muestra de prueba microscópica de la aleación de NiCrFe tras el tratamiento de envejecimiento. Cuando la aleación es una placa de aleación, la muestra de prueba se toma de una parte media del espesor de la placa. Por otro lado, cuando la aleación es una tubería de aleación, la muestra de prueba microscópica se toma de una parte media del espesor de la pared de la tubería de aleación. Se somete la muestra de prueba microscópica tomada a pulido mecánico. Tras el pulido mecánico, se corroe electrolíticamente la superficie de la muestra de prueba microscópica con ácido oxálico al 10 %. Tras la corrosión electrolítica, se observa la muestra de prueba microscópica a través de un microscopio electrónico de barrido (SEM, Scanning Electron Microscope) en 5 campos visuales, y se crea una imagen de SEM para cada campo visual. El aumento de la observación es de 10000 veces, y el campo de observación es, por ejemplo, 12 jm x 9 jm .
La fase y' y la fase n difieren en sus formas. Específicamente, se observa que y' es esférica y que la fase n es acicular. De manera más específica, una relación de aspecto de y' es inferior a 3, y una relación de aspecto de fase n no es inferior a 3. En este caso, la expresión "relación de aspecto" significa un valor obtenido dividiendo la longitud del eje mayor entre la longitud del eje menor para cada precipitado envejecido.
En la imagen de SEM descrita anteriormente de cada campo visual, se identifican los precipitados del envejecimiento (fase y' y fase n) a partir del contraste. Además, mediante el procesamiento de imágenes, se calculan las relaciones de aspecto para los precipitados del envejecimiento identificados. Para calcular una relación de aspecto, se puede usar un software de aplicación de uso general. Cuando una relación de aspecto calculada no es inferior a 3, el precipitado envejecido se identifica como fase n.
Para una imagen de SEM de cada campo visual, se cuenta el número de fases n identificadas para determinar una suma de los números en todos los campos visuales. Usando el número de fases n en todos los campos visuales y el área de todos los campos visuales, se determina la densidad numérica de la fase n en un campo de observación de 100 jm 2 (número/100 jm 2).
Ejemplos
Se fundieron las aleaciones que tenían composiciones químicas indicadas por las marcas de referencia 1 a 15 mostradas en la Tabla 1 mediante el método de fusión al vacío por inducción de alta frecuencia.
[Tabla 1]
Figure imgf000013_0001
Se produjo un lingote de 50 kg usando una aleación de cada marca de referencia. Se sometió el lingote a forjado en caliente y laminado en caliente para obtener un material de placa con un espesor de 15 mm. Se mantuvo cada material de placa a 1150 °C durante 30 minutos y, posteriormente, el material de placa se enfrió rápidamente (enfriamiento con agua) y se sometió a tratamiento en solución. Mediante los procesos de producción descritos hasta ahora, se produjeron materiales de placa de aleación de NiCrFe. Usando los materiales de placa de aleación de NiCrFe así producidos, se realizaron las siguientes pruebas.
[Prueba de rotura por fluencia]
Se fabricó una muestra de prueba a partir del material de placa de aleación producido. La muestra de prueba se tomó de una parte central del espesor del material de la placa de aleación en paralelo a la dirección longitudinal (dirección de laminación). La muestra era una muestra de prueba en forma de barra redonda, cuya parte paralela tenía un diámetro de 6 mm, y que tenía una longitud de calibre de 30 mm. Usando la muestra de prueba, se realizó una prueba de rotura por fluencia. La prueba de rotura por fluencia se realizó bajo una carga de tracción de 70 MPa en una atmósfera de aire de 750 °C. Una muestra de prueba cuyo tiempo de ruptura no fue inferior a 3000 horas se evaluó como "E" (Excelente), y aquellas cuyo tiempo de ruptura fue inferior a 3000 horas, como "NA" (No Aceptable).
[Tabla 2]
TABLA 2
Figure imgf000014_0001
[Observación de la microestructura]
A partir de los materiales de placa de aleación así producidos, se fabricaron muestras de prueba mediante el método descrito anteriormente. Se sometieron las muestras de prueba fabricadas a un tratamiento de envejecimiento para mantenerlas a 650 °C durante 3000 horas, y se determinó la suma (% en masa) de la fase y' y la fase n de cada muestra de prueba mediante el método descrito anteriormente. Además, se determinó la densidad numérica de la fase n (número/100 pm2) mediante el método descrito anteriormente. Una suma de la fase y' y la fase n inferior al 2 % en masa se evaluó como "M" (Menor), la del 2 al 6 % en masa, como "E" (Excelente), y la de más del 6 % en masa, como "D" (Demasiada). Además, las que mostraron una densidad numérica de la fase n no inferior a 5/100 pm2 se evaluaron como "n".
[Prueba de craqueo por relajación de tensiones]
El material de placa de aleación producido se sometió además a trabajo en frío. Específicamente, se realizó un laminado en frío sobre el material de placa de aleación hasta que su espesor se convirtió en 12 mm. La reducción del área de este laminado en frío fue del 20 %. Se fabricó una muestra de prueba a partir de este material de placa de aleación. La muestra de prueba se tomó de una parte central del espesor del material de la placa de aleación en paralelo a la dirección longitudinal (dirección de laminación). La muestra era una muestra de prueba en forma de barra redonda, cuya parte paralela tenía un diámetro de 6 mm, y que tenía una longitud de calibre de 30 mm. Usando la muestra, se realizó una prueba de craqueo por relajación de tensiones. La prueba de craqueo por relajación de tensiones se realizó de manera que la muestra de prueba se sometió a una deformación por tracción del 10 % a una velocidad de deformación de 0,05 min-1 y se mantuvo tal cual durante 300 horas en una atmósfera de aire de 650 °C. Una muestra que no se rompió tras haberse conservado durante 300 horas se evaluó como "E" (Excelente) y aquella que se rompió, como "NA" (No Aceptable).
[Resultados de la prueba]
Los resultados de la prueba se muestran en la Tabla 2.
Con referencia a la Tabla 2, las composiciones químicas de las marcas de referencia 1 a 8 eran adecuadas, de modo que fn1 era de 0,50 a 2,20, fn2 era de 0,40 a 0,80 y fn3 no era inferior a 0. Por esa razón, en la microestructura, la suma de la fase y' y la fase n fue del 2 al 6 % en masa. Además, la densidad numérica de la fase n fue inferior a 5/100 |jm2. Como resultado, el tiempo de ruptura por fluencia no fue inferior a 3000 horas, presentando así una excelente resistencia a la fluencia. Además, ninguna de las muestras se rompió en la prueba de craqueo por relajación de tensiones, presentando una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
Por otro lado, en la marca de referencia 9, el valor de fn1 fue demasiado bajo. Por esa razón, en la microestructura, la suma de la fase y' y la fase n fue inferior al 2 % en masa, la cual era demasiado baja. Como resultado, el tiempo de ruptura por fluencia fue inferior a 3000 horas, no presentando una excelente resistencia a la fluencia.
En la marca de referencia 10, el valor de fn1 fue demasiado alto. Por esa razón, en la microestructura, la suma de la fase y' y la fase n fue superior al 6 % en masa. Además, la densidad numérica de la fase n fue inferior a 5/100 jm 2. En otras palabras, en la microestructura, y' fue superior al 6 % en masa, la cual era demasiado alta. Como resultado, la muestra de prueba se rompió en la prueba de craqueo por relajación de tensiones, no presentando así una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones.
En las marcas de referencia 11 y 12, el valor de fn2 fue demasiado bajo. Por esa razón, en la microestructura, la suma de la fase y' y la fase n fue inferior al 2 % en masa, la cual era demasiado baja. Como resultado, el tiempo de ruptura por fluencia fue inferior a 3000 horas, no presentando una excelente resistencia a la fluencia.
En la marca de referencia 13, el valor de fn2 fue demasiado alto. Por esa razón, en la microestructura, la densidad numérica de la fase n no fue inferior a 5/100 jm 2. Como resultado, el tiempo de ruptura por fluencia fue inferior a 3000 horas, no presentando una excelente resistencia a la fluencia.
En la marca de referencia 14, el valor de fn3 fue demasiado bajo. Como resultado, la muestra se rompió en la prueba de craqueo por relajación de tensiones, no presentando así una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones. Esto se considera porque el S de la matriz no pudo inmovilizarse.
En la marca de referencia 15, el contenido de MTR fue demasiado bajo. Además, el valor de fn3 fue demasiado bajo. Como resultado, la muestra de prueba se rompió en la prueba de craqueo por relajación de tensiones, no presentando una excelente resistencia al craqueo por relajación de tensiones. Esto se considera porque el S de la matriz no pudo inmovilizarse.
Hasta el momento, se han descrito las realizaciones de la presente invención. Sin embargo, las realizaciones descritas anteriormente son simplemente una ilustración para poner en práctica la presente invención. Por lo tanto, la presente invención no se limitará a las realizaciones descritas anteriormente, y se puede poner en práctica modificando apropiadamente las realizaciones descritas anteriormente dentro de un intervalo que no se aparte del alcance de las reivindicaciones adjuntas.
Aplicabilidad industrial
La presente invención puede aplicarse ampliamente a usos para los que se exijan una alta resistencia a la fluencia y una alta resistencia al craqueo por relajación de tensiones. Particularmente, la presente invención se puede usar adecuadamente para elementos sometidos a alta temperatura de calderas de generación de energía térmica, plantas de refinado de petróleo e industria química, o similares.

Claims (6)

REIVINDICACIONES
1. Una aleación de NiCrFe, que comprende una composición química que consiste en: en % en masa,
C: del 0,03 al 0,15 %,
Si: no más del 1,00 %,
Mn: no más del 2,00 %,
P: no más del 0,040 %,
S: no más del 0,0050 %,
Cr: del 18,0 al 25,0 %,
Ni: del 25,0 al 40,0 %,
Ti: del 0,10 al 1,60 %,
Al: del 0,05 al 1,00 %,
N: no más del 0,020 %,
O: no más del 0,008 %,
Metal de tierras raras (MTR): del 0,001 al 0,100 %,
B: del 0 al 0,010 %,
Ca: del 0 al 0,010 %,
Mg: del 0 al 0,010 %,
V: del 0 al 0,5 %,
Nb: del 0 al 1,0 %,
Ta: del 0 al 1,0 %,
Hf: del 0 al 1,0 %,
Mo: del 0 al 1,0 %,
W: del 0 al 2,0 %,
Co: del 0 al 3,0 %,
y Cu: del 0 al 3,0 %, siendo el resto Fe e impurezas, cumpliendo la composición química las siguientes Fórmulas (1) a (3):
0,50 < Ti 48A1/27 < 2,20 (1)
0,40 < Ti/(Ti 48A1/27) < 0,80 (2)
£[MTR/(A(MTR))] - S/32 - 2/3*O/16 > 0 (3)
donde, cada símbolo de elemento de las Fórmulas (1) a (3) se sustituye por el contenido, % en masa, del elemento correspondiente, y A(MTR) de la Fórmula (3) se sustituye por el peso atómico de cada metal de tierras raras.
2. La aleación de NiCrFe de acuerdo con la reivindicación 1, en donde
la composición química contiene
B: del 0,0001 al 0,010 %.
3. La aleación de NiCrFe de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, en donde
la composición química contiene uno o dos tipos seleccionados del grupo que consiste en
Ca: del 0,0001 al 0,010 %, y
Mg: del 0,0001 al 0,010.
4. La aleación de NiCrFe de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, en donde
la composición química contiene uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en
V: del 0,01 al 0,5 %,
Nb: del 0,01 al 1,0 %,
Ta: del 0,01 al 1,0 %, y
Hf: del 0,01 al 1,0 %.
5. La aleación de NiCrFe de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, en donde
la composición química contiene uno o más tipos seleccionados del grupo que consiste en
Mo: del 0,01 al 1,0 %,
W: del 0,01 al 2,0 %,
Co: del 0,01 al 3,0 %, y
Cu: del 0,01 al 3,0 %.
6. La aleación de NiCrFe de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en donde
la aleación de NiCrFe no se rompe durante 300 horas o más en una prueba de relajación de tensiones, en la que la aleación de NiCrFe se somete a una deformación por tracción del 10 % a una velocidad de deformación de 0,05 min' 1 y se mantiene tal cual en una atmósfera de aire de 650 °C tras someterse a laminación en frío con una reducción del área del 20 %.
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