ES2199414T3 - Procedimiento de tratamiento termico para aleacion de acero totalmente martensitica. - Google Patents
Procedimiento de tratamiento termico para aleacion de acero totalmente martensitica.Info
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Abstract
UN ACERO BONIFICADO (AP) MARTENSITICO CONSTA PRINCIPALMENTE DE: (MEDIDO EN % EN PESO) DE UN 8 A UN 15 % DE CR, HASTA UN 15 % DE CO, HASTA UN 4 % DE MN, HASTA UN 4 % DE NI, HASTA UN 8 % DE MO, HASTA UN 6 % DE W, DE 0,5 A 1,5 % DE V, HASTA UN 0,15 % DE NB, HASTA UN 0,004 % DE TI, HASTA UN 0,4 % DE TA, HASTA UN 0,02 % DE ZR, HASTA UN 0,02 % DE HF, 50 PPM B COMO MAXIMO, HASTA 0,1 % DE C Y DE 0,12 A 0,25 % DE N, SIENDO EL CONTENIDO DE MN+NI INFERIOR AL 4 % Y EL CONTENIDO DE MO+W INFERIOR AL 8 %, EL RESTO HIERRO Y LAS IMPUREZAS OCASIONADAS POR LA FUNDICION.
Description
Procedimiento de tratamiento térmico para
aleación de acero totalmente martensítica.
La invención se refiere a un procedimiento de
tratamiento térmico para especificaciones de aleaciones de la clase
de los aceros al cromo totalmente martensíticos al 9- 15%. Por medio
de una conducción controlada de la separación en la fase de
enfriamiento se pueden ajustar propiedades características y
combinaciones de propiedades para amplias aplicaciones en el sector
de las centrales eléctricas.
Los aceros bonificados totalmente martensíticos
con 9-12% de cromo son materiales extendidos por
todo el mundo para la técnica de las centrales eléctricas. Las
propiedades interesantes para aplicaciones a alta temperatura son
sus reducidos costes de fabricación, su reducida dilatación térmica
y su alta conductividad de calor.
Las propiedades mecánicas importantes para la
utilización se consiguen a través de un llamado proceso de temple y
revenido completo. Se realiza a través de un tratamiento de recocido
de solubilización, un tratamiento de enfriamiento y un tratamiento
de revenido efectuado a continuación en un intervalo medio de
temperatura. La microestructura resultante se caracteriza por una
disposición densa de listones que crecen con fases de separación.
Estas microestructuras son inestables a temperaturas elevadas. Se
reblandecen en función del tiempo, la solicitación y las
deformaciones a las que son sometidas. Las reacciones de las fases
que se desarrollan durante el tratamiento térmico limitan las
tenacidades conseguidas en el marco de las resistencias requeridas.
Las reacciones de las fases que se desarrollan durante el
funcionamiento junto con el incremento del grosor de las
separaciones provocan una tendencia elevada a la fragilización y
reducen las dilataciones a soportar por los componentes.
Como consecuencia de estas inestabilidades
estructurales durante el tratamiento térmico y en el
funcionamiento, las aleaciones actuales de la clase de acero al
cromo totalmente martensítico al 9-15% no
satisfacen ya los requerimientos de la técnica moderna de las
centrales eléctricas. Esto se refiere en primer lugar a la
combinación de resistencia y tenacidad, así como también a las
combinaciones de resistencia a alta temperatura, resistencia a la
fluencia, resistencia a la rotura por fluencia, resistencia a la
relajación, resistencia frente a la fragilización por fluencia así
como fatiga térmica. Se ponen límites a una mejora constante de las
propiedades de esta clase de aleaciones a través del requerimiento
de capacidad de temple y revenido completo, especialmente en
componentes estructurales de pared gruesa.
En el marco de las posibilidades metalúrgicas
limitadas, solamente se consiguen otras mejoras en las propiedades
y combinaciones de propiedades de una manera evidente cuando a
través de las medidas de aleación respectivas se consigue una
estabilidad elevada de los estados de las texturas que se producen
en las fases individuales de tratamiento térmico. A ellas pertenecen
especialmente una resistencia elevada contra engrosamiento del
grano a elevadas temperaturas de recocido de solubilización, una
capacidad de temple mejorada durante el enfriamiento y una
resistencia elevada contra reblandecimiento durante el tratamiento
de revenido final (resistencia al revenido).
En las aleaciones conocidas en la técnica e
introducidas nuevas se consigue una combinación óptima de
resistencia al engrosamiento del grano, capacidad de temple y
resistencia al revenido a través de una adaptación (empírica)
adecuada de vanadio, niobio, carbono y nitrógeno. Se consiguen
combinaciones óptimas cuando la porción de carbono en el porcentaje
atómico es mayor que la de nitrógeno. El contenido óptimo de
carbono está en el intervalo de 0,1-0,2% en peso y
el contenido óptimo de nitrógeno está en este caso en el intervalo
de 0,05-0,1% en peso. Para conseguir una
resistencia máxima al revenido con alta resistencia al engrosamiento
del grano, se añade nitrógeno casi en porciones estequiométricas a
la aleación de formadores especiales de nitruro vanadio y niobio.
El contenido óptimo de vanadio está, por lo tanto, en el intervalo
de 0,2-0,35% en peso y el de niobio está en el
intervalo de 0,05-0,4% en peso. El estado de la
técnica está bien representado por las aleaciones más antiguas
conocidas X22CrMoV121 (X22), X20CrMoV121, X12 CrNiMo2, CrNiMo2,
X19CrMoVNbN111 (X19) y por las aleaciones más recientes
X10CrMoVNbN91, (P/T91), X12CrMoWVNbN1011 (acero de rotor E2),
X18CrMoVNbNB91 (acero de rotor B2) y por la aleación X20CrMoVNbNB10
a (TAF). Se conocen a partir de Goechmen A. Y col. "Precipitation
behaviour and stability of witrides in high nitrogen martensitic 9%
and 12% cromium steals", ISIJ International, vol. 36 (1996), Nº
7, páginas 768 a 776 aceros al cromo martensíticos para el empleo en
el sector de las centrales eléctricas.
La invención tiene el cometido de identificar un
procedimiento de tratamiento térmico para especificaciones de
aleaciones para la configuración de estructuras totalmente
martensíticas, en las que una resolución controlada y nueva
separación de nitruros especiales o carbonitruros especiales junto
con la conversión martensítica de las fases conduce a las máximas
propiedades y combinaciones de propiedades, sin que las propiedades
y combinaciones de propiedades a conseguir estén limitadas por el
tamaño de los componentes a bonificar. Estas especificaciones
características en la composición y el tratamiento térmico
encuentran su aplicación entonces no sólo en el campo de los
componentes de pared fina, como por ejemplo tubos, bulones y palas,
sino también para rotores, discos de rotor, diferentes componentes
de carcasas, instalaciones de calderas y muchos más.
El núcleo de la invención son especificaciones de
composiciones de aleaciones y parámetros de tratamiento térmico,
que posibilitan que nitruros especiales o carbonitruros especiales
se puedan separar de nuevo a través de una resolución parcial a
temperaturas muy altas de recocido de solubilización en un volumen
muy efectivo, y esto se lleva a cabo todavía antes de la
transformación martensítica de las fases. Puesto que se trata de
nitruros especiales o carbonitruros especiales muy estables
térmicamente, que presentan una resistencia generalmente alta
contra engrosamiento, se garantiza una alta resistencia contra
engrosamiento del grano a altas temperaturas de recocido de
solubilización, y la nueva separación de estas partículas
propiamente dichas se puede utilizar incluso a las velocidades de
refrigeración lentas, que predominan en la técnica en el caso de
componentes de pared gruesa, para una solidificación máxima durante
la transformación martensítica de las fases. A través de un proceso
de refrigeración de este tipo se reduce claramente la tendencia al
reblandecimiento y a la fragilización a elevadas temperaturas de
revenido y/o tiempos de revenido. La microestructura que resulta
después del tratamiento de revenido se caracteriza por una
dispersión muy uniforme y densa de nitruros especiales y/o de
carbonitruros especiales en una textura de listones, que fueron
separados ya antes de la transformación martensítica de las fases.
Las composiciones de las aleaciones identificadas ofrecen, por lo
tanto, no sólo una combinación óptima de resistencia al
engrosamiento de los granos, capacidad de temple y resistencia al
revenido, sino que posibilitan también una influencia selectiva
sobre la transformación martensítica de las fases a través de fases
de separación con el objeto de conseguir propiedades mecánicas
mejoradas y elevada estabilidad de la textura.
Las especificaciones de la composición, en las
que se pueden utilizar estas reacciones de las fases para el ajuste
de propiedades y de combinaciones de propiedades elevadas,
contienen esencialmente de 8 a 15% de Cr, hasta 15% de Co, hasta 4%
de Mn, hasta 4% de Ni, hasta 8% de Mo, hasta 6% de W, de 0,5 a 1,5%
de V, hasta 0,15% de Nb, hasta 0,04% de Ti, hasta 0,4% de Ta, hasta
0,02% de Zr, hasta 0,02% de Hf, hasta 0,1% de C y de 0,12 a 0,25% de
N, resto hierro e impurezas habituales condicionadas por la
fundición. Los tratamientos térmicos correspondientes, que
posibilitan un ajuste controlado de las combinaciones de propiedades
mejoradas, se caracterizan de la siguiente manera. El tratamiento
de recocido de solubilización se lleva a cabo con preferencia entre
1150 y 1250ºC con tiempos de residencia entre 0,5 y 15 h. La
refrigeración se realiza por debajo de una temperatura de 900ºC con
una velocidad de refrigeración menor que 120ºC/h y se interrumpe si
es necesario y según la aplicación a través de un recocido
isotérmico en el intervalo de temperaturas entre 900 y 500ºC. La
refrigeración y el recocido isotérmico pueden estar acompañados en
caso necesario y según la aplicación por un tratamiento
termomecánico. El tratamiento de revenido después del enfriamiento
se lleva a cabo en el intervalo de temperaturas entre 600 y 820ºC y
puede durante entre 0,5 y 25 horas.
La invención conduce a una serie de ventajas. Las
especificaciones formuladas anteriores de la composición de la
aleación y del tratamiento térmico posibilitan la capacidad de
ajuste de combinaciones de propiedades más altas posibles de
resistencia, tenacidad, resistencia a alta temperatura, resistencia
a la relajación, resistencia a la fluencia, resistencia a la rotura
por fluencia, resistencia contra fatiga térmica y así sucesivamente.
La capacidad de control sencilla de los estados de separación que
se ajustan posibilita un desarrollo y mejora eficientes desde el
punto de vista económico de productos para aplicaciones a alta
temperatura. El envejecimiento de la textura que se realiza en el
funcionamiento se lleva a cabo de manera retrasada y controlada a
través de la uniformidad y estabilidad de los estados de separación
y de esta manera posibilita no sólo tiempos de residencia
prolongados, sino que eleva, además, la fiabilidad de pronósticos
de duración de vida útil de los componentes en el funcionamiento.
La configuración de la textura en componentes de pared gruesa, como
por ejemplo en rotores, se puede configurar de una manera flexible,
óptica y acorde con los requerimientos a través de la influencia y
el control de las velocidades locales de refrigeración. Esto
permite una optimización general claramente mejorada de la duración
de vida útil teniendo en cuenta las tensiones térmicas que se
producen en ellos en el caso de condiciones de funcionamiento
irregulares.
En este caso:
La figura 1 muestra una representación
esquemática de un tratamiento térmico, caracterizado por un
tratamiento de envejecimiento austenítico (en inglés,
ausageing).
La figura 2 muestra la influencia de la
temperatura de recocido de solubilización sobre el tamaño del grano
de las aleaciones AP1, AP8 y AP14 en comparación con una aleación
conocida e introducida nueva P/T91.
La figura 3 muestra la influencia de un
envejecimiento austenítico isotérmico sobre la dureza de la
martensita enfriada a continuación; la indicación de la temperatura
se refiere a aquella temperatura a la que se llevó a cabo el
envejecimiento austenítico. El eje de tiempo indica la duración de
cada envejecimiento austenítico realizado.
La figura 4 muestra las curvas de recocido de las
aleaciones AP1, AP8 y AP14 en comparación con la aleación conocida
X20 CrMoV121.
La figura 5 muestra la influencia de un
sobreenvejecimiento austenítico sobre la curva de recocido de la
aleación AP1 según la invención.
La figura 6 muestra la influencia de un
envejecimiento austenítico sobre el trabajo de impacto en probeta
entallada y la temperatura de transición del trabajo de impacto en
probeta entallada de la aleación AP1.
La figura 7 muestra la influencia de un
envejecimiento austenítico sobre el límite de estiramiento a
temperaturas de ensayo entre 23 y 600ºC de la aleación AP1.
La figura 8 muestra la comparación de los límites
de estiramiento en caliente de la aleación AP y de aleaciones
conocidas.
La figura 8 muestra la comparación del trabajo de
impacto en probeta entallada y el límite de estiramiento a
temperatura ambiente entre la aleación AP1 y aleaciones
conocidas.
La figura 9 muestra la comparación del trabajo de
impacto en probeta entallada y el límite de estiramiento a
temperatura ambiente entre la aleación AP1 y aleaciones
conocidas.
La figura 10 muestra la influencia de un
envejecimiento austenítico sobre el impacto en probeta entallada y
la temperatura de transición del trabajo de impacto en probeta
entallada de la aleación AP8.
La figura 11 muestra la influencia de la
composición química (AP1, AP8) y de la temperatura de
sobreenvejecimiento austenítico (700ºC, 800ºC) sobre el desarrollo
del limite de estiramiento térmico entre 23ºC y 650ºC.
Las especificaciones desarrolladas para la
utilización según la invención contienen esencialmente de 8 a 15%
de Cr, hasta 15% de Co, hasta 4% de Mn, hasta 4% de Ni, hasta 8% de
Mo, hasta 6% de W, de 0,5 a 1,5% de V, hasta 0,15% de Nb, hasta
0,04% de Ti, hasta 0,4% de Ta, hasta 0,02% de Zr, hasta 0,04% de
Hf, hasta 0,1% de C y de 0,12 a 0,25% de N, y se pueden fabricar a
través de fundición o a través de la metalurgia del polvo. Las
especificaciones de este tipo se aplican en función de la
utilización prevista de reacciones selectivas en solución y
reacciones de nueva separación de nitruros especiales y
carbonitruros especiales estables termodinámicamente a altas
temperaturas y antes de la transformación martensítica de las fases.
A partir de ello se eleva la estabilidad general de la textura que
madura en el tratamiento de revenido y en el funcionamiento, y
mejora, en general, las propiedades mecánicas.
Los acero al cromo al 9-12%
totalmente martensíticos conocidos e introducidos la técnica son la
mayoría de las veces ricos en carbono y consigue su efecto a través
de una textura de revenido en la que carburos de cromo del tipo
M_{23} (C, N) y M_{2}(C, N) proporcionan la máxima
contribución al volumen total de separación. Estas fases de
separación tienden a un engrosamiento rápido y aglomeración dentro
de la textura básica martensítica heterogénea y, por lo tanto, no
sólo son muy limitados en su actuación sobre la resistencia, sino
que actúan al mismo tiempo también con efecto de reducción de la
tenacidad. Su aportaciones volumétricas se pueden reducir a favor
de un volumen de separación elevado de los llamados carbonitruros
especiales, si se enriquecen las especificaciones en formadores de
carbonitruros especiales correspondientes, como por ejemplo Nb, Ti,
Ta, Zr y Hf. Tales especificaciones proporcionan de nuevo, a las
temperaturas de recocido de solubilización elevadas a aplicar a
partir de ello, una resistencia insuficiente contra engrosamiento
del grano, que repercute igualmente reduciendo en gran medida la
tenacidad. Además, con estas medidas no se consigue influir de una
manera clara con efecto de mejora sobre el endurecimiento. Las
velocidades de refrigeración muy lentas tienen en este caso como
consecuencia la separación de carburos al cromo que se engruesan
rápidamente sobre los límites de los granos de austenita y una
transformación realizada parcialmente en una textura ferrítica,
perlítica o bainítica.
Los puntos débiles mencionados anteriormente de
las especificaciones conocidas e introducidas en la técnica son
solventados a través de una adaptación controlada de altos
contenidos de nitrógeno y vanadio, y cantidades subordinadas de
otros formadores de carbonitruros especiales como Nb, Ta, Ti, Zr y
Hf de la siguiente manera. La solubilidad del nitrógeno y del
vanadio, si se alean en altos contenidos, depende en gran medida de
la temperatura en un intervalo de temperaturas entre 1300 y 600ºC,
en el que la austenita está presente como matriz estable o
metaestable. Esta caída de la solubilidad posibilita la resolución
parcial y la nueva separación de un volumen de separación alto muy
efectivo en cuanto a la resistencia de nitruros especiales VN
cúbicos. Este tipo de separación aparece muy uniforme en el
intervalo correspondiente de temperaturas y presenta una alta
resistencia contra engrosamiento. A través de una microaleación
selectiva con Nb, Ta, Ti, Zr y Hf se puede influir sobre la cantidad
de separación y se puede mejorar la estabilidad de las partículas
contra engrosamiento. Como una consecuencia de ello, se pueden
ajustar estructuras de granos extraordinariamente finos durante el
tratamiento de forjado a través de reacciones de resolución y de
nueva separación. Las estructuras resultantes a partir del
tratamiento de forjado son muy resistentes, a través de la actuación
estabilizadora de nitruros primarios, contra engrosamiento del
grano y, por lo tanto, permiten una nueva resolución parcial
controlada de nitruros primarios durante el tratamiento de recocido
de solubilización. En el marco de una refrigeración controlada con
o sin recocido isotérmico en un intervalo medio de temperaturas o
de un tratamiento termomecánico se pueden generar entonces de una
manera selectiva dispersiones de nitruro con un tamaño de partículas
de 3-50 nm y distancias entre las partículas entre
5 y 100 nm. Éstas influyen sobre la morfología y la densidad de
disociación de la martensita resultante. La configuración no
controlada de separaciones de límites de granos gruesos o la
formación de límites de granos se suprimen a través del tipo y de la
cinética de aparición de estos nitruros especiales. No se observa
transformación de bainita en sistemas ricos en nitrógeno y ricos en
vanadio de este tipo. Si se realiza la reacción de separación
después de la refrigeración rápida en la martensita durante el
tratamiento de revenido, entonces aumenta en gran medida la
irregularidad en la distribución espacial de los nitruros y salta a
la vista la tendencia a la formación de película o a la
aglomeración sobre las superficies límite interiores de la
martensita revenida. Éstas reducen las combinaciones alcanzables de
resistencia y tenacidad, por lo tanto también la combinación
alcanzable de resistencia a la rotura por fluencia y tenacidad a
fluencia. A partir de ello se encuentra siempre en tales
especificaciones un historial de refrigeración determinada
retardada y una conducción de la separación antes de la
transformación de las fases martensíticas, que conduce en último
término a combinaciones mejoradas de propiedades.
Ya existen en parte composiciones de aleación
individuales con alto contenido de nitrógeno del tipo de acero al
cromo al 9-12% totalmente martensítico, que
presentan la capacidad inherente para separar nitruros de vanadio
de la manera descrita anteriormente. En cambio, se desconocen
especificaciones que muestren al mismo tiempo la combinación óptima
de los métodos de influencia decisivos del desarrollo de la
textura. A ello pertenecen especialmente el control sobre la
resistencia contra engrosamiento del grano a temperaturas de
recocido de solubilización muy altas, la posibilidad para la
elevación de la resistencia a través de la generación de un volumen
elevado de separación durante historias de refrigeración muy lentas
y la elevación muy efectiva de la resistencia al revenido como
consecuencia de estos procesos de refrigeración. A continuación se
muestran las cantidades especialmente preferidas para cada elemento
y los motivos para los intervalos elegidos para la aleación en su
relación con el procedimiento extraordinario de tratamiento
térmico.
El cromo es un elemento que fomenta la
resistencia a la corrosión y la capacidad temple y revenido
completo. Por lo tanto, su efecto estabilizador de la ferrita debe
compensarse a través del efecto de estabilización de la austenita
de otros elementos como Co, Mn o Ni. Éstos reducen de una manera
desfavorable para la aparición de una textura de temple y revenido
completo totalmente martensítica tanto la temperatura inicial de la
martensita como también la estabilidad de la ferrita durante el
tratamiento de revenido o, en cambio, elevan los costes de la
aleación, como en el caso de Co. Por este motivo, no debería
excederse Cr 15% en peso. Menos de 8% de cromo no sólo reduce la
resistencia a la corrosión y a la oxidación s un nivel no tolerable,
sino que perjudica también la capacidad de endurecimiento, de tal
manera que se perjudica en gran medida una separación flexible de
nitruros especiales antes de la conversión martensítica de las
fases. Un intervalo especialmente preferido es de 10 a 14% de
cromo, especialmente de 11 a 13% de cromo.
El manganeso es un elemento que fomenta en gran
medida la capacidad de temple y revenido completo y es muy
importante para una conducción flexible de la separación de nitruros
especiales antes de la conversión martensítica de las fases. Sin
embargo, 4% en peso es suficiente para estos fines. Además, el Mn
reduce la temperatura de inicio de la martensita y la estabilidad
de la ferrita durante el tratamiento de revenido, lo que conduce a
forman no deseadas de configuración de la textura en el estado
totalmente bonificado. Intervalos especialmente preferidos son
hasta 2,5%, de 0,5 a 2,5% y de 0,5 a 1,5% de manganeso.
El níquel, de la misma manera que el Mn, es un
elemento de fomenta la capacidad de temple y revenido completo, sin
embargo su efecto a este respecto no es tan fuerte como el del
manganeso. Por otra parte, su efecto con respecto a la estabilidad
de la austenita a temperaturas elevadas de recocido de
solubilización es claramente más fuerte que el del manganeso.
Además, tampoco su efecto reductor sobre la temperatura de inicio
de la martensita y la estabilidad de la ferrita durante el revenido
son tanto fuertes como el del manganeso. Una substitución de Ni por
Mn se ajusta a la flexibilidad de las reacciones de separación a
realizar antes de la conversión martensítica de las fases y a la
altura de la temperatura A_{c1} requerida para una configuración
óptima de la textura. Por lo tanto, el contenido de níquel no
debería exceder de 4% en peso, de lo contrario la temperatura
A_{c1} cae a valores insuficientemente bajos. Intervalos
especialmente preferidos son hasta 2,5%, de 0,3 a 2,5%, de 0,5 a
2,5%, hasta 2% y hasta 1,5% de níquel.
Puesto que el níquel y el manganeso actúan de una
manera similar, cuanto menores son las porciones cuantitativas
absolutas de cada elemento individual, tanto más decisiva es la
suma de las dos porciones cuantitativas. Para conseguir una
configuración suficientemente óptima de la textura, la suma de Ni +
Mn no puede ser mayor que 4%. Los intervalos especialmente
preferidos están en Mn + Ni no mayor que 3,0% en peso, Mn + Ni no
mayor que 2,5% en peso, Mn + Ni no mayor que 2,0% en peso y Mn + Ni
= 0,5% en peso hasta Mn + Ni = 2,5% en peso.
El cobalto es el elemento más significativo para
la optimización de una alta estabilidad de la austenita a altas
temperaturas de recocido de solubilización y a una temperatura
A_{c1} alta. Su porción cuantitativa se ajusta a la cantidad de
los elementos estabilizadores de la ferrita Mo, W, V, Vb, Ta, Ti,
Zr y Hf. Por encima de 15% en peso, cae la temperatura A_{c1} a
valores bajos que no son ya tolerables para una textura totalmente
bonificada. Los intervalos preferidos están entre 5 y 15% en peso,
de 3 a 15% en peso, de 1 a 10% en peso, de 3 a 10% en peso, de 1 a
8% en peso, de 3 a 7% en peso, y de 1 a 6% en peso. Un intervalo
especialmente preferido es de 5 a 15% en peso de cobalto para
aleaciones que, en virtud del alto contenido de molibdeno y de
volframio presentan un potencial de resistencia muy alto, y de 1 a
10% en peso de cobalto para aleaciones a nivel de resistencia
pequeña a media. Los niveles de resistencia pequeña están
aproximadamente en 700 a 850 MPa, los niveles de resistencia medios
están en 850 a 1100 MPa y los niveles de resistencia altos están por
encima de 1100 MPa.
El molibdeno puede asumir muchas funciones
importantes para la configuración de la textura. El cromo y el
manganeso tienen de la misma manera un fuerte efecto de fomento con
respecto a la capacidad de temple y revenido completo. Además, puede
contribuir en solución o a través de reacciones de separación en
una medida esencial a un incremento adicional de la resistencia.
Sin embargo, altos contenidos de molibdeno reducen la tenacidad
debido al engrosamiento rápido de las fases de separación
intermetálicas que se forman. Su contenido ideal se ajusta a las
aplicaciones previstas y a las temperaturas de empleo de los
componentes correspondientes. Sin embargo, contenidos de molibdeno
por encima de 8% en peso reducen la tenacidad y la temperatura de
inicio de la martensita a valores no tolerables. Los contenidos
preferidos de molibdeno son menores que 5% en peso, especialmente
menores que 4 y 3% en peso.
El volframio actúa de una manera similar al
molibdeno y el contenido de molibdeno debería estar por debajo de
6% en peso. Su contenido ideal depende, lo mismo que el molibdeno,
de la aplicación y de la temperatura de empleo de los componentes
correspondientes. Los contenidos preferidos de volframio están por
debajo de 4% en peso, especialmente por debajo de 3% en peso.
Puesto que el molibdeno y el volframio actúan de
una manera similar, las porciones cuantitativas absolutas de cada
elemento individual son menores, pero en su lugar la suma de ambas
porciones cuantitativas es decisiva. Para una configuración
suficientemente óptima de la textura, la suma de Mo + W no debe ser
mayor que 8% en peso. Un intervalo especialmente preferido para
aleaciones de alta resistencia está en Mo + W = 3 a Mo + W = 8% en
peso, especialmente en Mo + W = 3 a Mo + W = 5% en peso. Un
intervalo especialmente preferido para aleaciones en las clases de
resistencia pequeña a media está en Mo + W menor que 4% en peso,
especialmente en Mo + W menor que 3% en peso y en Mo + W = 1 a Mo +
W = 3% en peso.
El vanadio es el elemento de la aleación más
significativo con respecto al ajuste de combinaciones máximas de
propiedades como resistencia y tenacidad, resistencia a la rotura
por fluencia y ductilidad de fluencia así como estabilidad
estructural. Garantiza junto con nitrógeno una alta resistencia
contra engrosamiento del grano a altas temperaturas de recocido de
solubilización y un volumen de separación alto de aportación de
resistencia de nitruros VN especiales a temperaturas más bajas de
separación. Para una combinación suficientemente alta de una alta
resistencia al engrosamiento con un volumen de separación efectivo
para la resistencia son necesarios, sin embargo, al menos 0,5% en
peso. Contenidos elevados de vanadio hacen necesarias temperaturas
elevadas de recocido de solubilización. Con contenidos de vanadio
por encima de 1,5% en peso, la temperatura de recocido de
solubilización a aplicar para resistencias elevadas se eleva a
valores que ya no se pueden realizar técnicamente. Un intervalo
preferido es de 0,5 a 1% en peso. Un intervalo especialmente
preferido es de 0,5 a 0,8% en peso de vanadio.
El nitrógeno es el elemento acompañante que
pertenece al vanadio para la formación de nitruros especiales MN.
Para una combinación suficientemente buena de una alta resistencia
al engrosamiento del grano con un volumen de separación eficaz para
la resistencia se requiere al menos 0,12% en peso. De la misma
manera que el vanadio, la temperatura de recocido de solubilización
a aplicar para propiedades mejoradas con contenidos de nitrógeno por
encima de 0,25% en peso se eleva a valores que no se pueden
realizar ya técnicamente. Un intervalo preferido es de 0,12 a 0,2%
en peso de nitrógeno. Un intervalo especialmente preferido es de
0,12 a 0,18% en peso.
El nitrógeno puede estar substituido hasta
ciertas porciones cuantitativas por carbono en las separaciones
correspondiente. En cantidades pequeñas, el carbono puede contribuir
a un volumen de separación elevado de carbonitruros especiales, sin
que se reduzca la resistencia al engrosamiento del grano. El exceso
de carbono eleva la dureza de la martensita enfriada. Sin embargo,
fomenta la formación de fases de separación reductoras de la
tenacidad como M_{23}C_{6} y M_{2} (C,N). así como la
formación de bainita a velocidades bajas de refrigeración. Por lo
tanto, el contenido de carbono no debería excede de 0,1% en peso.
Un intervalo preferido es menor que 0,05% en peso de C. Un intervalo
especialmente preferido es menor que 0,03% en peso de C.
Todos éstos son elementos de aleación que pueden
formar con nitrógeno y carbono carburos especiales similares a
vanadio del tipo MX. En ausencia de vanadio, la combinación
ajustable de una alta resistencia al engrosamiento del grano con un
volumen de separación efectivo para la resistencia de carbonitruros
especiales MX (M = Nb, Ta, Ti, Zr, Hf; X = C, N) en virtud de la
afinidad demasiado alta de estos formadores de carbonitruros
especiales con respecto a N y C es insignificantemente pequeña. Su
efecto se basa presumiblemente en que elevan en mezclas pequeñas la
resistencia al engrosamiento del grano durante el recocido de
solubilización y la estabilidad de nitruros V (N, C) primarios y a
separar a través de la substitución parcial de V. Para conseguir un
efecto óptimo, sus contenidos no deberían exceder valores críticos
en función de su afinidad con los elementos C y N. Para Nb éstos
son 0,15% en peso, para Ta 0,4% en peso, para Ti 0,04% en peso t
para los elementos Hf y Zr 0,02% en peso en cada caso. Estos
elementos pueden contribuir solos o en combinación entre sí a
mejores de las propiedades. La combinación óptima depende de las
propiedades mecánicas a ajustar.
Además de vanadio, el niobio es el elemento
preferido entre los formadores de nitruros especiales. Los
contenidos máximos preferidos de niobio son menores que 0,1% en
peso, Los contenidos de niobio muy preferidos están entre 0,02 y
0,1% en peso.
El boro es un elemento que fomenta la capacidad
de temple y revenido completo y, por lo tanto, es conveniente para
reacciones de separación flexibles en la austenita antes de la
conversión martensítica de las fases. Además, eleva la resistencia
el engrosamiento de las separaciones en la martensita revenida.
Puesto que tiene tendencia a licuación y muestra una alta afinidad
con el nitrógeno, debe limitarse el contenido de boro a 0,005% en
peso.
El silicio es un elemento importante para la
desoxidación y, por lo tanto se encuentra siempre en el acero.
Puede contribuir en solución a la resistencia del acero y al mismo
tiempo también puede elevar la resistencia ala oxidación. Sin
embargo, actúa con efecto de fragilización en porciones
cuantitativas grandes. Por lo tanto, el porcentaje en peso del
silicio no debería exceder de 0,3% en peso.
Todas las especificaciones de aleación
mencionadas garantizan una textura de revenido totalmente
martensítica, que es generada a través de un proceso de temple y
revenido completo ampliado. Éste consta de un tratamiento de
recocido de solubilización, de un tratamiento de refrigeración
rápido o lento de forma controlada, con o sin un tratamiento
termomecánico que precede a la conversión martensítica de las fases
o recocido isotérmico, y de un tratamiento de revenido que se
realiza después del enfriamiento a temperatura ambiente.
El tratamiento de recocido de solubilización se
realiza a temperaturas entre 1150ºC y 1250ºC con tiempos de
residencia entre 0,5y 5 horas. El objetivo de este tratamiento de
recocido de solubilización es la resolución parcial de nitruros
especiales y carbonitruros especiales. Una refrigeración
especialmente retardada o recocido isotérmico con o sin tratamiento
termodinámico, es decir, transformación, en la fase de enfriamiento
se realiza a temperaturas entre 900 y 500ºC y puede retrasar todo
el tratamiento de enfriamiento hasta 1000 horas. Éste pretende una
conducción controlada de los procesos de separación en la matriz
básica austenítica y la influencia de la transformación
martensítica de las fases a través de fases de separación ya
existentes, así como el envejecimiento retardado de la textura
durante el revenido y en el funcionamiento. El tratamiento de
revenido se realiza a temperaturas entre 600 y 820ºC y se lleva a
cabo en tiempos de recocido entre 0,5 y 25 horas. Éste pretende una
recuperación parcial de las tensiones internas generadas a través
de la transformación martensítica de las fases.
El diámetro medio del grano de la textura que se
desarrolla en la aleación de acero a través del tratamiento de
recocido de solubilización no crece más allá de un valor de 50
\mum. Adicionalmente a través de la refrigeración siguiente hasta
la temperatura de revenido de la martensita, se influye sobre la
conducción controlada de la separación de nitruros especiales o
carbonitruros especiales ricos en vanadio, ya sea a través de un
tratamiento termomecánico o a través de una refrigeración retardada
de forma artificial.
Ejemplo de
realización
A continuación se explica la composición de la
aleación y los tratamientos térmicos en el sentido de las
especificaciones de la aleación y de los tratamientos térmicos
formuladas anteriormente. Las composiciones químicas de estas
aleaciones investigadas designadas con AP se reproduce en la Tabla
1 y se comparan allí con diferentes aleaciones comparativas. Las
aleaciones AP se limitan presumiblemente en los altos contenidos de
nitrógeno y vanadio.
Las aleaciones AP fueron fundidas a una presión
parcial del nitrógeno de 0,9 bares a temperaturas entre 1500 y
1600ºC. Los bloques fundidos fueron forjados entre 1230 y 1050ºC.
Loa tratamientos térmicos se realizaron en placas forjadas con un
espesor de 15 mm.
En los tratamientos térmicos para los ensayos
mecánicos, el recocido de solubilización se realizó a 1180ºC y duró
1 hora. A continuación se llevó a cabo una refrigeración controlada
en el horno con una velocidad de refrigeración de 120ºC/h. Los
tratamientos térmicos individuales se caracterizan por un
envejecimiento isotérmico de la austenita (en inglés Ausaging). En
este caso se refrigera la muestra después del recocido de
solubilización a una temperatura moderada que está claramente por
encima de la temperatura de inicio de la martensita; a continuación
se mantiene a esta temperatura durante un cierto tiempo y a
continuación se refrigera a temperatura ambiente. En la figura 1
se representa de forma esquemática un tratamiento térmico de este
tipo.
Los tratamientos térmicos individuales se
designan a continuación con T2, T4 y T5 y presentan las siguientes
características:
-
T2
: - Calentamiento de 300 a 1180ºC con 450ºC/h de recocido de solubilización a 1180ºC, durante 1 hora refrigeración en aire a temperatura ambiente, dentro de 2 h revenido a 700ºC durante 4 horas con refrigeración siguiente al aire.
-
T5
: - Calentamiento de 300 a 1180ºC con 450ºC/h de recocido de solubilización a 1180ºC, durante 1 h refrigeración en el horno a 700ºC con 120ºC /h de recocido isotérmico a 700ºC, durante 120 h refrigeración en el horno a temperatura ambiente con 120ºC/ h, revenido a 700ºC durante 4 horas con refrigeración siguiente al aire.
-
T6
: - Calentamiento de 300 a 1180ºC con 450ºC/h de recocido de solubilización a 1180ºC, durante 1 h refrigeración en aire a temperatura ambiente, dentro de 2 h revenido a 650ºC durante 4 horas con refrigeración siguiente al aire.
Los tratamientos térmicos T2 y T6 se diferencian
del tratamiento térmico T5 por las velocidades de refrigeración muy
altas en la fase de enfriamiento. En el tratamiento térmico T5 se
realizó adicionalmente un recocido isotérmico más prolongado antes
de la transformación martensítica de las fases.
La figura 1 muestra de forma esquemática el
historial de tiempo-temperatura del tratamiento
térmico T5.
Se llevaron a cabo numerosas investigaciones
sobre el efecto de la temperatura de recocido de solubilización
sobre el engrosamiento del grano, sobre el efecto de un
envejecimiento de la austenita, previo a la transformación
martensítica de las fases, sobre la dureza de la martensita y sobre
la resistencia al revenido. A este respecto se verificaron para las
aleaciones seleccionadas la resistencia y el trabajo de impacto en
probeta entallada a conseguir con la inclusión de los nuevos
tratamientos térmicos.
La figura 2 muestra los tamaños de los granos,
que se obtienen a partir de la aplicación de diferentes
temperaturas de recocido de solubilización. En general, el tamaño de
los granos crece a medida que aumenta la temperatura de recocido de
solubilización. En el caso de aceros al cromo al
9-12% convencionales, por encima de una temperatura
de recocido de solubilización de 1100ºC se inicia un engrosamiento
muy marcado del grano. En oposición a ello, en las aleaciones
investigadas AP1, AP8 y AP14, se inicia un engrosamiento acelerado
del grano solamente por encima de 1200ºC.
La figura 3 muestra para la aleación AP11, cómo
repercute un recocido isotérmico después del recocido de
solubilización y antes de la transformación martensítica de las
fases sobre la dureza de la martensita enfriada. Las muestras
individuales fueron tomadas del horno en cada caso a diferentes
temperaturas de envejecimiento de la austenita y de tiempos de
envejecimiento de la austenita y fueron enfriadas en agua. La
dureza en el instante cero corresponde a la dureza de la martensita
en ausencia de un envejecimiento de la austenita, por lo tanto
corresponde al estado recocido de solubilización (1200ºC/1h) y al
estado directamente enfriado. Durante un envejecimiento de la
austenita se modifica la dureza de enfriamiento en función de la
temperatura de maduración y del tiempo de maduración antes de la
transformación martensítica de las fases. La curva de la dureza
puede ser en este caso no monótona. En principio, a temperaturas
bajas de envejecimiento de la austenita se consiguen durezas de
envejecimiento más elevadas que a temperaturas altas de
envejecimiento de la austenita. Sin embargo, la figura 3 muestra
que se puede controlar en una medida suficiente un tratamiento del
envejecimiento de la austenita con el objeto de conseguir nuevos
estados de textura, de manera que no son previsibles grandes
pérdidas de dureza.
La figura 4 muestra las curvas de revenido de
tres aleaciones investigadas (AP1, AP8, AP14) en comparación con la
aleación X20 CrMoV 121 conocida. En principio, en las aleaciones
según la invención a temperaturas de revenido por encima de 600ºC se
consiguen temperaturas de revenido elevadas, y esto con el mismo
contenido de molibdeno en la aleación (comparación de AP14 con TAF
en la Tabla 1). La influencia del molibdeno solamente es
significativa con contenidos muy altos (AP8).
La figura 5 muestra la influencia de un
sobreenvejecimiento previo de la austenita sobre la resistencia al
revenido de la aleación AP11. El sobreenvejecimiento de la austenita
se refiere a estados de la textura que presentan después de un
envejecimiento de la austenita una dureza de la martensita menor
que el estado recocido de solubilización y enfriado directamente.
No obstante, se muestra claramente que las diferencias con respecto
a las temperaturas de revenido, que son significativas para la
técnica, se reducen por encima de 600ºC. Existen incluso estados
(envejecimiento de la austenita: 600ºC/150 h), que presentan una
dureza elevada a una temperatura de revenido de 650ºC. El
envejecimiento de la austenita se puede utilizar, por lo tanto,
para el ajuste de resistencias más elevadas.
La figura 6 muestra la influencia de un
envejecimiento de la austenita sobre el trabajo de impacto en
probeta entallada y sobre la temperatura de transición del trabajo
de impacto en probeta entallada para la aleación AP1. En principio,
la temperatura de transición del trabajo de impacto en probeta
entallada se reduce a medida que aumenta la temperatura de revenido
y, por lo tanto, permite el ajuste de trabajos de impacto en
probeta entallada más elevados. En el caso de la aleación AP1 se
muestra claramente que un sobreenvejecimiento de la austenita no
conduce a una fragilización esencial.
La figura 7 muestra la influencia de un
envejecimiento de la austenita sobre el límite de estiramiento a
temperaturas de ensayo entre 23ºC y 600ºC. En principio, los límites
de estiramiento e incrementan a medida que se reduce la temperatura
de revenido. Esto significa que la consecución de resistencias
elevadas de acuerdo con la figura 6 es a costa de un trabajo de
impacto en probeta entalladas claramente reducido. En cambio, un
sobreenvejecimiento de la austenita de la aleación AP1 conduce a un
incremento claro del límite de estiramiento hasta una temperatura de
aproximadamente 550ºC, sin que ello vaya unido a una
fragilización.
La figura 8 muestra una comparación de los
límites de estiramiento entre la aleación AP1 y las aleaciones
conocidas (X20CrMoV121, X12 CrNiMo 12) o la nueva aleación
introducida en la técnica (X12 CrMoWVNbN11 11), donde los valores
comparativos indicados se refieren a valores normalizados mínimos.
La comparación muestra que a temperaturas de revenido similares para
la aleación ejemplar AP1, se consiguen límites de estiramiento
claramente más elevados.
En la figura 9 se muestra una comparación entre
una serie de aleaciones antiguas conocidas y de aleaciones
introducidas nuevas con la aleación ejemplar AP1. Se muestra
claramente que una aleación del tipo AP1, fabricada teniendo en
cuenta un envejecimiento optimizado de la austenita, posibilita una
combinación mejorada del trabajo de impacto en probeta entallada y
del límite de estiramiento a temperatura ambiente, donde una
composición química realmente optimizada de acuerdo con la aleación
ejemplar AP1 representa la condición previa decisiva para una
utilización positiva de un envejecimiento de la austenita.
La figura 10 muestra la influencia de un
envejecimiento de la austenita sobre el trabajo de impacto en
probeta entallada y sobre la temperatura de transición del trabajo
de impacto en probeta entallada para una aleación AP8. ésta se
caracteriza por un alto contenido de molibdeno (Tabla 1). De esta
manera se puede conseguir una resistencia al revenido
extraordinariamente alta incluso por encima de una temperatura de
revenido de 600ºC (figura 4). Por otra parte, esto va unido con el
inconveniente de una fragilización marcada. Una elevación de la
temperatura de revenido de 710 a 740ºC se ha revelado aquí como
poco eficiente. En cambio, para esta aleación se puede reducir en
una medida considerable la temperatura de transición del trabajo de
impacto en probeta entallada a través de un sobreenvejecimiento
previo incluso manteniendo una temperatura de revenido de
710ºC.
La figura 11 muestra para la misma aleación AP8
la influencia de un sobreenvejecimiento de la austenita sobre el
límite de estiramiento entre 23ºC y 650ºC. A través del
sobreenvejecimiento de la austenita, en oposición a la aleación
AP1, no se consigue un aumento del límite de estiramiento a
temperatura ambiente, en cambio a través de un sobreenvejecimiento
de la austenita a temperaturas más bajas de envejecimiento de la
austenita se consigue una elevación considerable del límite de
estiramiento en caliente por encima de 500ºC. Estas comparaciones
documentan que a través de una composición química óptima
-caracterizada por altos contenidos de nitrógeno y vanadio- junto
con una optimización de las condiciones de envejecimiento de la
austenita es posible obtener combinaciones mejoradas en las
propiedades mecánicas.
(Tabla pasa a página
siguiente)
Claims (3)
1. Procedimiento de tratamiento térmico para
aleaciones de acero aptas para temple y revenido completos, que
están constituidas esencialmente por: (en % en peso) de 8 a 15% de
Cr, hasta 15% de Co, hasta 4% de Mn, hasta 4% de Ni, hasta 8% de Mo,
hasta 6% de W, de 0,5 a 1,5% de V, hasta 0,15% de Nb, hasta 0,04%
de Ti, hasta 0,4% de Ta, hasta 0,02% de Zr, hasta 0,02% de Hf, como
máximo 50 ppm de B, hasta 0,1% de C y de 0,12 a 0,25% de N, siendo
el contenido en Mn + Ni menor que 4% y el contenido en Mo + W menor
que 8%, siendo el resto hierro e impurezas condicionadas por la
fundición, caracteriza porque la aleación es recocida en
solución a temperaturas comprendidas entre 1150ºC y 1250ºC con
tiempos de retención comprendidos entre 0,5 y 15 h, porque después
del recocido de solubilización, la aleación es enfriada por debajo
de una temperatura de 900ºC a velocidades de enfriamiento menores
que 120ºC/h, porque la aleación es enfriada a temperatura ambiente
y a continuación es revenida a temperaturas comprendidas entre
600ºC y 820ºC durante 0,5 a 25 h.
2. Procedimiento de tratamiento térmico según la
reivindicación 1, caracterizado porque inmediatamente
después del tratamiento de recocido de solubilización, la aleación
es sometida por debajo de una temperatura de 900ºC a uno o varios
recocidos isotérmicos a una temperatura o varias temperaturas
diferentes entre 5 y 500 h.
3. Procedimiento de tratamiento térmico según la
reivindicación 1 ó 2, caracterizado porque el tratamiento
térmico después del recocido de solubilización se combina con una
deformación.
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