ES2275686T3 - Siuperaleaccion a base de niquel para alta temperatura en aplicaciones de tension elevada. - Google Patents
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Abstract
Una superaleación a base de níquel que comprende en porcentajes en peso, 5-6 de Cr, 9-9, 5 de Co, 0, 3-0, 7 de Mo, 8-9 de W, 5, 9-6, 3 de Ta, 0, 05-0, 25 de Ti, 5, 5-6, 0 de Al, 2, 8-3, 1 de Re, 1, 1-1, 8 de Hf, 0, 10-0, 12 de C, 0, 010-0, 024 de B, 0, 011- 0, 02 de Zr, siendo el material de balance el níquel y las impurezas incidentales.
Description
Superaleación a base de níquel para alta
temperatura en aplicaciones de tensión elevada.
Esta invención se relaciona con superaleaciones
que exhiben propiedades mecánicas superiores, y más particularmente
con superaleaciones útiles para alta temperatura, aplicaciones de
tensión elevada, tales como componentes de motores
turbopropulsores.
Las superaleaciones a base de níquel son bien
conocidas por su resistencia mecánica superior a altas temperaturas.
Como resultado, tales aleaciones han sido beneficiosamente
empleadas en motores turbopropulsores para permitir la operación a
temperatura elevada y una eficiencia mejorada.
Sin embargo, existe una necesidad reconocida
tanto en la industria aeroespacial como en la de turbinas a gas
para generación de potencia para materiales de tecnología avanzada
de bajo costo. Más especialmente, existe la necesidad de
desarrollar materiales avanzados de superaleaciones y procesos de
elaboración que hagan posible producir rotores de turbina
completamente de paletas a precios asequibles que exhiban una
resistencia significativamente mayor por fatiga de bajo ciclo (LCF)
y una resistencia mayor a la rotura por esfuerzo del álabe.
Tradicionalmente, los discos o los bujes de las
turbinas a gas han sido formados en un proceso anterior, y las
paletas en un proceso de fundición. Las paletas se unen entonces en
forma mecánica al disco o al buje. La razón para utilizar procesos
de formación separados es que los discos o los bujes tienen
preferiblemente una estructura equiaxial de grano, lo cual les
confiere una resistencia máxima a la tensión y propiedades de
fatiga de bajo ciclo. Preferiblemente, las paletas deben tener una
estructura columnar de grano solidificada en forma direccional
(DS), o aún una estructura cristalina única, con el propósito de
evitar una falla por deslizamiento a alta temperatura creado por
una estructura lateral de grano, esto es, la estructura de grano se
extiende en forma transversal con respecto al eje longitudinal
(dirección principal del esfuerzo) de la paleta.
Se han desarrollado técnicas para fundir en
forma integral la paleta y el buje de tal forma para obtener paletas
de grano columnar solidificadas en forma direccional y bujes de
grano equiaxial para rotores integrales de turbina pequeños.
Infortunadamente, las aleaciones actualmente disponibles son más
adecuadas para formar ya sea una estructura de grano equiaxial o
una estructura columnar de grano, solidificada en forma direccional.
No se encuentran aleaciones disponibles de alta resistencia al
deslizamiento que se desempeñen bien en ambas estructuras de
grano.
grano.
Como resultado, la paleta fundida en forma
integral y los rotores de turbina del buje que han sido utilizados
comercialmente hasta ahora han utilizado una estructura de grano
equiaxial.
La presente invención provee una superaleación a
base de níquel que se comporta bien tanto en una estructura de
grano columnar equiaxial como en una solidificada el forma
direccional. Esta aleación exhibe una mayor resistencia y
ductilidad en la unión del grano mientras mantiene estabilidad
microestructural. La mejor resistencia y ductilidad en la unión del
grano permiten tanto una fundición columnar solidificada de grano en
forma direccional como una fundición equiaxial de un rotor de
turbina completamente de paletas que permitirá una capacidad
superior a un costo sustancialmente menor cuando se lo compara con
rotores convencionales de turbina que tienen paletas que son
fundidas en forma separada y unidas mecánicamente a un disco de
turbina forjado.
La aleación con base en níquel de acuerdo a esta
invención se caracteriza particularmente por un contenido
relativamente bajo de titanio y un contenido de tantalio
relativamente alto. El contenido de titanio relativamente bajo
(aproximadamente 0,25% en peso o menor) reduce la descomposición de
los carburos de titanio durante el necesario prensado isostático en
caliente posterior a la fundición (HIP). El contenido relativamente
alto de tantalio entre 5,9-6,3 en peso produce una
compresión en la unión del grano de carburos discretos de tantalio
que permanecen estables bajo tratamiento por presión isostática en
caliente, y por lo tanto preserva una alta resistencia y ductilidad
en la unión del grano después del tratamiento por presión isostática
en caliente. Aunque es deseable un contenido bajo de titanio, se ha
encontrado que se necesita algo de titanio (aproximadamente al
menos 0,05% en peso) para proveer una excelente resistencia al
desarrollo de grietas por fatiga. En forma similar, el contenido de
tantalio no debe ser ni muy alto ni muy bajo. La aleación a base de
níquel de esta invención también se caracteriza por un contenido
relativamente alto de un elemento refractario (tungsteno, tantalio,
renio y molibdeno).
Estas y otras características, ventajas y
objetivos de la presente invención serán comprendidos más y
apreciados por aquellos capacitados en el arte por referencia a la
siguiente descripción, reivindicaciones y dibujos anexos.
La Figura 1 compara los resultados de la prueba
de fatiga de bajo ciclo (LCF) y la rotura bajo tensión para una
fundición de rotores de turbina utilizando aleaciones de esta
invención con los resultados de la prueba de la fundición de
rotores de turbina de aleaciones convencionales
Mar-M 247.
La Figura 2 muestra los resultados de la rotura
del buje por tensión para variantes de aleaciones equiaxiales
versus la aleación convencional Mar-M
247.
La Figura 3 muestra los resultados de la rotura
por tensión miniplana del álabe para las variantes equiaxiales de
la aleación versus la aleación convencional
Mar-M 247.
La Figura 4 es una gráfica que compara la fatiga
de bajo ciclo del buje para fundiciones de aleaciones de la
invención con fundiciones de la aleación convencional
Mar-M 247.
La Figura 5 es una gráfica que compara el
desarrollo de grietas por fatiga (FCG) para fundiciones de
aleaciones de la invención con fundiciones de la aleación
convencional Mar-M 247.
La capacidad única de la aleación de esta
invención para ser empleada en procesos de fundición que involucran
tanto técnicas de fundición equiaxial como técnicas de fundición por
solidificación direccional para producir una fundición que tenga
tanto una estructura equiaxial de grano fino sobre una sección de la
fundación, como una estructura columnar de grano sobre otra sección
de la fundición, y ser sometidas a prensado isostático en caliente
posterior a la fundición, mientras exhiben propiedades mecánicas
mejoradas (comparado con superaleaciones convencionales basadas en
níquel utilizadas para rotores de turbina de fundición, tal como la
aleación Mar-M 247) es atribuible a los rangos
relativamente estrechos de composición definidos aquí. Los rotores
de turbina elaborados utilizando la aleación de esta invención, y
la combinación de una fundición equiaxial en la porción del buje
del rotor y de la fundición por solidificación direccional de las
paletas de fundición integral, seguido por el prensado isostático
en caliente de la fundición, proporciona un desempeño mejorado del
motor y beneficios para la vida útil del
componente.
componente.
Las cantidades de los diferentes elementos
contenidos en la aleación de esta invención se expresan en
porcentajes en peso a menos que se indique otra cosa.
La superaleación basada en níquel de esta
invención contiene, en porcentajes en peso, 5-6 de
cromo, 9-9,5 de cobalto, 0,3-0,7 de
molibdeno, 8-9 de tungsteno, 5,9-6,3
de tantalio, 0,05-0,25 de titanio,
5,6-6,0 de aluminio, 2,8-3,1 de
renio, 1,1-1,8 de hafnio, 0,10-0,12
de carbono, 0,010-0,024 de boro,
0,011-0,020 de zirconio, completando el níquel el
balance y las impurezas incidentales. Como resultado de la mayor
resistencia y ductilidad en la unión del grano, la composición de
la superaleación basada en níquel de esta invención puede ser
fundida para formar componentes para el motor de turbina de gas que
sean capaces de exhibir una vida útil dos o tres veces mayor, y
reducir significativamente el costo del ciclo de vida. La aleación
de esta invención también exhibe una duración significativamente
mejorada de la fatiga de bajo ciclo, y una mayor duración a la
rotura causada por tensión a alta temperatura del álabe.
De acuerdo con un aspecto más preferido de la
invención, se provee una superaleación basada en níquel (con
designación CM, CM681) que contiene en porcentajes en peso, 5,5 de
cromo (Cr), 9,3 de cobalto (Co), 0,5 de molibdeno (Mo), 8,4 de
tungsteno (W), 6,1 de tantalio (Ta), 0,15 de titanio (Ti), 5,7 de
aluminio (Al), 2,9% de renio (Re), 1,5% de hafnio (Hf), 0,11 de
carbono (C), 0,018 de boro (B), 0,013 de zirconio (Zr), completando
el níquel el balance y las impurezas incidentales.
El renio (Re) está presente en la aleación para
una difusión más lenta a temperaturas altas, para restringir el
crecimiento de la fase de fortalecimiento del precipitado \gamma',
y mejorar así las propiedades intermedias y de rotura por tensión a
alta temperatura (comparado con una aleación convencional basada en
níquel tal como Mar-M 247). Se ha encontrado que
aproximadamente 3% del renio proporciona propiedades mejoradas a la
rotura por tensión sin promover la ocurrencia de fases nocivas
empacadas topológicamente en forma estrecha (TCP) (Re, W, Cr), con
tal de que la otra química elemental esté cuidadosamente balanceada.
El contenido de cromo está preferiblemente aproximadamente entre
5,0% y aproximadamente 5,8%, siendo un rango adecuado
aproximadamente entre 5% y 6%. Se sabe que el renio se distribuye
principalmente por la fase de la matriz \gamma que consiste de
canales estrechos que rodean a las partículas cúbicas de la fase
\gamma'. Las agrupaciones de átomos de renio en los canales
\gamma inhiben la dislocación del movimiento y por lo tanto
restringen el deslizamiento. Las paredes de los átomos de renio en
las interfases \gamma/\gamma' restringen el crecimiento de
\gamma' a temperaturas elevadas.
Un contenido de aluminio aproximadamente de 5,7%
en peso, de tantalio aproximadamente de 6,1% en peso y de titanio
aproximadamente de 0,15% en peso resulta aproximadamente en una
fracción con un volumen del 70% en la fase cúbica \gamma
(Ni_{3}Al, Ta, Ti) con una desproporción baja y negativa de
\gamma-\gamma' a temperaturas elevadas. El
tantalio incrementa la resistencia tanto de la fase \gamma como de
la fase \gamma' a través del fortalecimiento de la solución
sólida. El contenido relativamente alto de tantalio y muy bajo de
titanio, comparado con una superaleación convencional basada en
níquel (tal como una aleación Mar-M 247) asegura la
formación predominante de carburos de tantalio relativamente
estables (TaC) para fortalecer las uniones de grano y por lo tanto
asegurar que la aleación sea dócil al prensado isostático en
caliente posterior a la fundición a temperatura alta
(aproximadamente 2.165ºF o aproximadamente 1.185ºC).
Los carburos de titanio (TiC) tienden a
disociarse o a descomponerse durante el prensado isostático en
caliente, causando que se formen gruesas envolturas \gamma
alrededor del carburo de titanio restante y la precipitación del
carburo de hafnio en exceso (HfC), que disminuye la unión de grano y
la ductilidad de la región eutéctica de fase
\gamma-\gamma' escondiendo los deseables átomos
de hafnio. Los mejores resultados en términos generales fueron
obtenidos con una aleación que contiene aproximadamente 0,15% de
titanio. Esto puede ser debido al efecto favorable del titanio
sobre la desproporción \gamma-\gamma'. Un
contenido adecuado de titanio es de 0,05-0,25%, y
preferiblemente
0,10-0,20%.
0,10-0,20%.
El fortalecimiento adicional de la solución
sólida es proveído por el molibdeno (Mo) aproximadamente en un
0,50% y el tungsteno (W) aproximadamente en un 8,4%. Un contenido de
tungsteno aproximadamente de 8-9% en peso es
adecuado, siendo un rango preferido entre 8,1-8,7%.
Un rango adecuado para el contenido de molibdeno es de
0,3-0,7%, siendo un rango preferido de
0,4-0,6%. Aproximadamente 50% del tungsteno
precipita en la fase \gamma, incrementando tanto la fracción en
volumen (V_{f}) como la resistencia.
El cobalto en una cantidad aproximadamente de
9,3% provee un V_{f} máximo de y', y l cromo en una cantidad
aproximadamente de 5,5% provee una resistencia aceptable a la
corrosión en caliente (sulfidación), mientras que permite un nivel
alto de elementos metálicos refractarios (W, Re, Ta, y Mo, siendo la
cantidad total de elementos metálicos refractarios aproximadamente
del 17,9%) en la matriz de níquel, sin la ocurrencia de fases
empacadas topológicamente en forma estrecha durante la exposición
bajo tensión en servicio del motor de turbina a alta
temperatura.
El hafnio (Hf) está presente en la aleación
aproximadamente en un 1,5% para proveer una buena unión de grano, y
ductilidad a temperatura intermedia. Los rangos adecuados y
preferidos para el contenido de hafnio son 1,1-1,8
y 1,2-1,7, respectivamente.
El carbono (C), el boro (B) y el zirconio (Zr)
están presentes en la aleación en cantidades aproximadamente de
0,11%, 0,018% y 0,013%, respectivamente, para impartir la necesaria
microquímica de unión de grano y los carburos/boruros necesarios
para el refuerzo y ductilidad en forma equiaxial, mientras proveen
colabilidad columnar de grano solidificada en forma direccional,
esto es, reducen la propensión de la aleación a exhibir rompimiento
de la unión columnar de grano solidificado en forma direccional. El
contenido relativamente alto de de aluminio y bajo de titanio, y el
modesto contenido de cromo en la aleación aseguran que ésta sea muy
resistente a la
oxidación.
oxidación.
La superaleación de esta invención puede
contener trazas o cantidades triviales de otros constituyentes que
no afectan materialmente sus características básicas y novedosas.
Estos otros constituyentes en trazas pueden incluir, por ejemplo,
cobre y hierro y elementos similares comúnmente encontrados en
cantidades trazas en los constituyentes utilizados. Sin embargo, es
deseable que la cantidad de silicio, magnesio, fósforo, azufre,
hierro, cobre, vanadio, columbio, nitrógeno, oxígeno y de otras
impurezas sea lo más baja posible.
La superaleación de la presente invención es
especialmente adecuada para la producción de componentes utilizando
técnicas de grano columnar y de cristal único, fundición de
solidificación direccional, y fundición equiaxial. La aleación está
también sujeta a procesamiento HIP. Las técnicas de solidificación
direccional son bien conocidas en el arte (ver por ejemplo la
patente estadounidense No. 3.260.505).
US-A 5.069.873 describe una
superaleación basada en Ni para solidificación direccional que
contiene 3-4% en peso de Ta y
0,5-0,9% en peso de Ti. El problema de estabilidad
de TaC y de TiC por y después de HIP no fue sin embargo tratado por
dicho documento.
El control intencional y la limitación de los
diferentes elementos de la composición proporcionan una aleación
que puede ser solidificada en forma direccional, en áreas
seleccionadas de una fundición, y en una fundación equiaxial en
otras áreas seleccionadas para formar un componente integral de
fundición que tiene una sección alabeada de la paleta con una
estructura direccional columnar de grano, y otra sección de disco o
buje con una estructura equiaxial de grano. Más específicamente, la
aleación puede ser utilizada para rotores de turbina completamente
de paletas tratados por prensado isostático en caliente (HIP) de la
fundición que tienen una sección de buje con una estructura
equiaxial de grano (policristalina), y paletas integralmente de
fundición que tienen una estructura columnar de grano, solidificada
en forma direccional. La fundición resultante tratada por prensado
isostático en caliente formada a partir de la aleación de esta
invención exhibe una destacada resistencia a la oxidación y
resistencia a la unión de grano y al agrietamiento por fatiga bajo
condiciones de alta temperatura, y de ciclos térmicos repetidos.
Las paletas integralmente de fundición se solidifican en forma
direccional y tienen una estructura columnar de grano para eliminar
las uniones transversales de grano en las paletas, mejorando así la
resistencia, ductilidad, deslizamiento a alta temperatura y otras
propiedades mecánicas tal como la fatiga térmica. La estructura
columnar de grano evita la elongación y/o el agrietamiento a alta
temperatura y condiciones de una alta deformación relativa, a través
de la eliminación de las uniones transversales de grano (a su
tensión principal) y el establecimiento de orientación
cristalográfica (001), paralelas al eje de tensión principal a lo
largo de la longitud de la paleta.
Una característica importante de la
superaleación de esta invención es que la combinación particular de
elementos provee una alta resistencia a la unión de grano después
del prensado isostático en caliente, mientras que muchas de las
superaleaciones convencionales basadas en níquel no exhiben la
estabilidad de fase de carburo deseada, necesaria para prevenir la
formación de fases no deseadas durante el tratamiento con calor que
resultaría en propiedades mecánicas inferiores.
Intentos anteriores para elaborar fundiciones de
rotores integrales de turbina que tienen una sección de buje con
una estructura equiaxial de grano y paletas que tienen una
estructura columnar de grano solidificada en forma direccional
utilizando ciertas superaleaciones convencionales basadas en níquel
no han sido exitosas debido a las propiedades inadecuadas de rotura
de deslizamiento. Se efectuaron diferentes estudios comparando una
aleación elaborada de acuerdo con esta invención (CM 681) con otras
aleaciones del estado del arte y con una aleación experimental (CM
681 A) que tenía una composición por fuera del alcance de esta
invención. Estas aleaciones y sus composiciones (en % en peso) se
indican en la Tabla I.
Por ejemplo, una superaleación comercialmente
disponible a base de níquel DS (CM 186 LC)® exhibió propiedades de
rotura por deslizamiento inadecuadas cuando funde en forma
equiaxial. Otras superaleaciones a base de níquel exhibieron un
severo agrietamiento del álabe cuando fundieron en forma equiaxial.
Por ejemplo, los derivados de la superaleación comercialmente
disponible a base de níquel CMSX-10® denominados CM
4670 y CM 4670C exhibieron un severo agrietamiento del álabe
evidente por medio de inspección fluorescente penetrante.
Aún otras superaleaciones convencionales a base
de níquel han exhibido una estabilidad de fase inadecuada, y una
estabilidad microestructural inadecuada de unión de grano por
carburo y/o por boruro, y fueron incapaces de resistir el
procesamiento térmico a alta temperatura posterior a la fundición
(HIP) requerido para los rotores de turbina de fundición integral
al buje de grano fino, por ejemplo, el prensado isostático en
caliente, típicamente a una temperatura aproximadamente de 1200ºC y
una presión aproximadamente de 200 Mpa durante varias horas. Por
ejemplo, los derivados de la superaleación comercialmente disponible
denominada como CMSX-10® exhibieron una estabilidad
de fase inadecuada para resistir el procesamiento térmico a alta
temperatura posterior a la fundición que se requiere para la
producción de rotores de turbina integralmente fundidos con bujes de
grano fino. Otras superaleaciones conocidas a base de níquel fueron
significativamente más débiles que las aleaciones avanzadas de esta
invención. Por ejemplo, el derivado de la superaleación
comercialmente disponible a base de níquel denominado como CM 186
MOD fue notablemente más débil que otras aleaciones avanzadas.
Se prepararon una serie de rotores de turbina
que tenían paletas integralmente fundidas utilizando una técnica de
fundición en la cual las paletas se solidificaron en forma
direccional para proveer una estructura columnar de grano, y se
solidificaron los bujes para proveer una estructura equiaxial de
grano. Los rotores fueron fundidos a partir de una aleación (CM
681) de acuerdo con la invención, una aleación similar que no tiene
titanio (CM 681 A), y una superaleación convencional
(Mar-M 247).
Se prensó una primera serie de rotores de
turbina isostáticamente en caliente (HIP) a 200 Mpa durante cuatro
(4) horas a temperaturas en el rango entre 1185 y 1218ºC, para
estudios de evaluación de prensado isostático en caliente. El
examen metalográfico inicial de los rotores prensados en forma
isostática en caliente para el cierre del poro utilizó especímenes
tomados de la región central del buje. La región central del buje es
la parte más gruesa de la fundición y la última área en
solidificar; por lo tanto, se creyó que era el área más propensa a
microcontracción y la última área que se cerraría por prensado
isostático en caliente. Los especímenes removidos del área central
del buje de estos rotores no mostraron microporosidad residual o
evidente. Posteriormente, se decidió también examinar especímenes
de las áreas de la hoja y del borde por la porosidad residual,
debido a que se observaron ocasionalmente pequeñas
microcontracciones sobre las superficies de fractura de las barras
de rotura quebradas por tensión. Sorprendentemente, se localizaron
varios poros pequeños con cierre incompleto en el centro del área
del borde. Presumiblemente, la mayor susceptibilidad a la
microporosidad en el área del borde se relaciona con el flujo
forzado de fluido durante la solidificación asociada con el proceso
de fundición de grano fino. El máximo tamaño de poro observado fue
de 3 milímetros (mm) y fue generalmente menor a 1 mm.
Se determinó que esta pequeña cantidad de
porosidad residual no tendría consecuencias sobre el desempeño del
motor. Se concluyó a partir de los estudios de evaluación del
prensado isostático en caliente que minimizando la temperatura de
prensado isostático en caliente era benéfico para las propiedades
mecánicas con las aleaciones avanzadas. Por lo tanto, cada uno de
los rotores con aleaciones CM 681 y CM 681 A fue prensado en forma
isostática en caliente a 1204ºC/200 MPa/4 horas y un segundo rotor
con aleación CM 681 no fue prensado en forma isostática a
1185ºC/200 MPa/4 horas. Un grupo de especímenes de cada rotor
recibió el envejecimiento estándar de 1093ºC/2 horas/refrigeración
con ventilador a gas + 871ºC/20 horas/refrigeración con ventilador a
gas. Un segundo grupo recibió un envejecimiento modificado de
1038ºC/2 horas/refrigeración con ventilador a gas + 871ºC/20
horas/refrigeración con ventilador a gas. Un tercer grupo recibió
una resolución parcial de 1204ºC/2 horas/refrigeración con
ventilador seguido por el doble envejecimiento modificado.
Las resistencias a la rotura por tensión a 138
MPa/1038ºC fueron 200 a 300% de la línea base de
Mar-M 247 equiaxial de las resistencias para ambas
aleaciones avanzadas y las tres condiciones de procesamiento
térmico. Los resultados de los ensayos de rotura por tensión
llevados a cabo a 552 MPa/843ºC se presentan en la Figura 1. El
procesamiento a una temperatura menor parece que provee una mejora
significativa a la resistencia a la rotura. La aleación CM 681
exhibió una resistencia a la rotura algo superior a la de la
aleación CM 681 A. Los resultados del ensayo de fatiga de bajo
ciclo se muestran también en la Figura 1. La mayoría de las
combinaciones de aleación avanzada y de procesamiento térmico
proveyeron resistencias mejoradas a la fatiga de bajo ciclo
comparadas con la línea base del material equiaxial examinado de
Mar-M 247. Parece también que la resolución después
del HIP ofrece un beneficio para la resistencia a la fatiga.
En conjunto, el prensado isostático en caliente
a 1185ºC seguido del envejecimiento modificado parece ofrecer el
mejor balance de propiedades, y se seleccionó este procesamiento
térmico para el balance de los rotores con CM 681 y CM 681 A.
El balance de los ensayos incluyó pruebas de
tensión a temperatura ambiente y a 538ºC, pruebas de rotura por
tensión, una prueba de fatiga de bajo ciclo a 538ºC y pruebas de
desarrollo de grietas a 538ºC. Todos los ensayos fueron realizados
utilizando materiales removidos de la porción de disco del rotor.
Además, se llevaron a cabo ensayos de rotura por tensión miniplana
del álabe.
La resistencia al estiramiento del 0,2% y la
resistencia máxima a la tensión de la aleación CM 681 fueron algo
menores que los valores obtenidos para esta aleación en la primera
iteración y más cercana a los niveles de resistencia de
Mar-M 247. Esto representa el resultado deseado, ya
que una resistencia mayor lo que podría es interrumpir la secuencia
requerida de rotura entre la primera y la segunda etapa de los
rotores de la turbina y por lo tanto forzar a un rediseño del rotor
de la turbina. No se observó una diferencia significativa en la
resistencia o en la ductilidad entre CM 681 y CM 681 A.
Los resultados de rotura por tensión para la
porción del buje de los rotores se muestran en la Figura 2. Ambas
aleaciones avanzadas se desempeñaron significativamente mejor que la
línea base de la aleación Mar-M 247 a todos los
niveles de tensión. Comparado con los resultados de las aleaciones
derivadas de CM 186 en la primera iteración, es evidente que el
segundo proceso térmico de iteración provee un mejor desempeño en la
porción de tensión elevada de la curva mientras que mantiene una
ventaja sobre Mar-M 247 en la región de baja
tensión. CM 681 se desempeñó ligeramente mejor que CM 681 A con
tensiones menores y CM 681 A fue superior con tensiones
mayores.
Los resultados de las pruebas de rotura por
tensión miniplana del álabe se suministran en la Figura 3. Las
aleaciones avanzadas son claramente superiores a la línea base de la
aleación Mar-M 247 en todo el rango de tensión
investigado. Esto está en absoluto contraste con los resultados de
la primera iteración en los cuales las aleaciones avanzadas fueron
dramáticamente inferiores al material de línea base con tensiones
altas. La aleación CM 681 A exhibió una pequeña ventaja sobre la
aleación CM 681 con tensiones mayores y una ventaja más clara en la
región de baja tensión.
Los resultados de los ensayos de fatiga de bajo
ciclo se muestran en la Figura 4. Las aleaciones CM 681 y CM 681 A
se comportaron en forma similar. Ambas aleaciones fueron superiores
a Mar-M 247 en la porción de la curva del rango de
alta deformación de resistencia baja e inferior a la línea base en
la región del rango de baja deformación de resistencia alta. Ya que
la porción crítica del rotor opera en rangos de alta deformación,
estas formas curvas son favorables para las aleaciones avanzadas.
Esta es la misma tendencia observada en los resultados de la
primera iteración para las aleaciones CM 681 y CM 681 A, indicando
que el proceso térmico alternativo únicamente tenía un efecto menor
sobre las propiedades de fatiga de bajo ciclo.
Los resultados de los ensayos del desarrollo de
grietas por fatiga se suministran en la Figura 5. La aleación CM
681 A fue similar a la línea base del material de
Mar-M 247. La aleación CM 681 parece ofrecer una
ventaja significativa en la resistencia al desarrollo de grietas
comparada con la línea base. Los ensayos de desarrollo de grietas
tienden a ser variables y la cantidad de análisis llevados a cabos
en este programa fue limitado. Sin embargo, los resultados con CM
681 fueron alentadores y proveerían un beneficio mayor para la
resistencia integral del rotor de turbina si esta ventaja se
produce en los ensayos del motor.
Las barras para los ensayos se fundieron a
partir de una aleación que tenía una composición de acuerdo con la
invención para evaluar las propiedades mecánicas. Un análisis
químico de la aleación utilizada para las barras de los ensayos
reveló la siguiente composición:
Las barras del ensayo se fundieron
convencionalmente para formar una estructura policristalina
equiaxial de grano, y tratadas con calor para envejecimiento doble
[2 horas/2000ºF/refrigeración con ventilador a gas + 20
horas/1600ºF/refrigeración con ventilador a gas]. Una comparación de
la resistencia a la tensión a temperatura ambiente (RT) con una
elongación del 0,2% [resistencia de prueba (PS), algunas veces
mencionada inadecuadamente como resistencia al estiramiento],
resistencia máxima a la tensión a temperatura ambiente, elongación,
y reducción en el área (RA, una medida de ductilidad), para una
barra de prueba elaborada a partir de la aleación CM 681
anteriormente referenciada y los datos típicos para una barra de
prueba elaborada a partir de una superaleación convencional a base
de níquel (Mar-M 247) se muestran en la Tabla
I.
Una comparación de las propiedades de rotura por
tensión para las aleaciones Cm 681 y Mar-M 247 bajo
dos diferentes conjuntos de condiciones de cargas de
tensión/temperatura se muestran en las Tablas II y III
respectivamen-
te.
te.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
Los datos muestran que una fundición equiaxial
preparada a partir de una aleación de acuerdo con la invención
exhibe una resistencia superior a la tensión y de resistencia a la
rotura, comparada con una superaleación convencional basada en
níquel (Mar-M 247), mientras exhibe propiedades de
elongación y ductilidad comparables. Esto demuestra que la aleación
también es útil para la formación de fundiciones que tengan una
estructura policristalina equiaxial de grano.
Se fundió un buje para rotor de turbina con una
estructura equiaxial de grano fino utilizando la aleación CM 681
descrita anteriormente. El buje fundido fue prensado en forma
isostática en caliente a 20 ksi/2165ºF durante 4 horas (200
MPa/1185ºC), y posteriormente tratado con calor [2 horas/1900ºF
(1038ºC)/refrigeración con ventilador a gas + 20 horas/1600ºF
(871ºC)/refrigeración con ventilador a gas]. Los bujes fueron
sometidos luego a ensayos de rotura por tensión. Una comparación de
las propiedades de rotura por tensión para el buje con CM 681 con
el buje con Mar-M 247 con dos condiciones diferentes
de presión/temperatura es mostrada en la Tabla IV y en la Tabla
V, respectivamente. Los resultados demuestran propiedades superiores
de rotura por tensión para una fundición de un buje de una aleación
de la invención con una estructura cristalina equiaxial de grano
fino, comparada con una fundición de un buje de una superaleación
convencional basada en níquel, mientras exhibe propiedades
comparables de elongación y de
ductilidad.
ductilidad.
\vskip1.000000\baselineskip
Con base en los datos anteriores, es fácilmente
claro que las superaleaciones basadas en níquel de esta invención
pueden ser empleadas convenientemente para componentes de fundición,
tales como una paleta de turbina, hélice de turbina o un diafragma
integral de tobera de turbina, que tienen una estructura cristalina
equiaxial de grano.
En resumen, tanto CM 681 como CM 681 A exhiben
ventajas significativas sobre la línea base del material de
Mar-M 247. CM 681 fue seleccionado para el
escalamiento a nivel industrial debido a su potencial para
incrementar fuertemente la resistencia al desarrollo de
grietas.
La anterior descripción considera únicamente a
las modalidades preferidas. Las modificaciones de la invención
serán hechas por aquellos capacitados en el arte y que elaboran o
utilizan la invención. Por lo tanto, se entiende que las
modalidades mostradas en los dibujos y descritas anteriormente son
únicamente para propósitos de ilustración y no pretenden limitar el
alcance de la invención que se define por medio de las siguientes
reivindicaciones que se interpretan de acuerdo a los principios de
la ley de patentes.
Claims (12)
1. Una superaleación a base de níquel que
comprende en porcentajes en peso, 5-6 de Cr,
9-9,5 de Co, 0,3-0,7 de Mo,
8-9 de W, 5,9-6,3 de Ta,
0,05-0,25 de Ti, 5,5-6,0 de Al,
2,8-3,1 de Re, 1,1-1,8 de Hf,
0,10-0,12 de C, 0,010-0,024 de B,
0,011-0,02 de Zr, siendo el material de balance el
níquel y las impurezas incidentales.
2. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en la reivindicación 1, caracterizada porque el
porcentaje en peso de titanio es de 0,10-0,20.
3. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en la reivindicación 1 o en la reivindicación 2,
caracterizada porque el porcentaje en peso de cromo es de
5,0-5,8.
4. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en cualquier reivindicación anterior,
caracterizada porque el porcentaje en peso de molibdeno es de
0,4-0,6.
5. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en cualquier reivindicación anterior,
caracterizada porque el porcentaje en peso de tungsteno es de
8,1-8,7.
6. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en cualquier reivindicación anterior,
caracterizada porque el porcentaje en peso de hafnio es de
1,2-1,7.
7. Una superaleación a base de níquel como la
reivindicada en la reivindicación 1, caracterizada porque los
porcentajes en peso son 5,5 de Cr, 9,3 de Co, 0,50 de Mo, 8,4 de W,
6,1 de Ta, 0,15 de Ti, 5,7 de Al, 2,9 de Re, 1,5 de Hf, 0,11 de C,
0,018 de B, 0,013 de Zr, siendo el material de balance el níquel y
las impurezas incidentales.
8. Una fundición preparada a partir de una
superaleación a base de níquel como la reivindicada en cualquier
reivindicación anterior.
9. Una fundición como la reivindicada en la
reivindicación 8, caracterizada porque una porción de la
fundición tiene una estructura equiaxial de grano fino, y otra
porción de la fundición tiene una estructura columnar de grano
solidificada en forma direccional.
10. Una fundición como la reivindicada en la
reivindicación 8, caracterizada porque la fundición es un
rotor de turbina que tiene paletas integralmente de fundición,
teniendo las paletas una estructura columnar de grano solidificada
en forma direccional, y el buje o porción de disco teniendo una
estructura equiaxial de grano fino.
11. Una fundición como la reivindicada en la
reivindicación 8, que está fundida convencionalmente con una
estructura equiaxial policristalina de grano.
12. Una fundición como la reivindicada en la
reivindicación 11, caracterizada porque la fundición es una
paleta de turbina o una hélice de turbina, o un diafragma integral
de tobera de turbina.
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