ES2276959T3 - Tratamiento termico de aleaciones que comprenden elementos para mejorar la resistencia al limite de grano. - Google Patents
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Abstract
Un método de tratamiento térmico de superaleaciones fundidas a base de níquel o de cobalto que tienen al menos un aditivo que mejora la resistencia al límite de grano, en el cual la aleación tiene una fase secundaria después de la fundición que puede ser disuelta enteramente en la matriz de la aleación a una temperatura completa de solución para una determinada duración de la solución completa, que se caracteriza por que se modifican de tal forma los parámetros de temperatura y duración del tratamiento térmico que la cantidad no solubilizada de la fase secundaria en la matriz es más pequeña que 90, 70, 50 o 30% en volumen, en el cual la temperatura de tratamiento térmico es más baja que la temperatura de solución completa y la duración del tratamiento térmico se escoge de tal forma que, la fase secundaria no está completamente disuelta o la temperatura del tratamiento térmico es la temperatura de solución completa, pero la duración es únicamente mientras la fase secundaria no se ha disueltocompletamente en la matriz.
Description
Tratamiento térmico de aleaciones que comprenden
elementos para mejorar la resistencia al límite de grano.
La presente invención hace referencia a un
tratamiento térmico en aleaciones, especialmente en una
superaleación a base de níquel y más particularmente a fundiciones
con una microestructura de grano de columna.
La US-PS 4 597 809 describe
fundiciones monocristalinas obtenidas a partir de una superaleación
a base de níquel con una matriz que tiene una composición que
consiste, en porcentaje en peso, esencialmente de, 9,5% a 14% de
cromo, 7% a 11% de Co, 1% a 2.5% de Mo, 3% a 6% de W, 1% a 4% de Ta,
3% a 4% de Al, 3% a 5% de Ti, 6.5% a 8% de Al + Ti, 0% a 1% de Nb,
y el resto esencialmente de níquel con la matriz que contiene
aproximadamente 0.4 a aproximadamente 1.5 en volumen de una fase
basada en carburo de tantalio como resultado de la inclusión en la
aleación de aproximadamente 0.05% a aproximadamente 0.15% de C y una
cantidad extra de Ta en un valor igual a 1 hasta 17 veces el
contenido de C.
Fundiciones monocristalinas obtenidas a partir
de la superaleación a base de níquel antes mencionada presentan una
inadecuada resistencia transversal al límite de grano. Los presentes
inventores intentaron producir fundiciones de grano de columna
solidificadas direccionalmente (SD) de la superaleación a base de
níquel. Sin embargo, las fundiciones obtenidas de grano de columna
solidificadas direccionalmente (SD) resultaron inaceptables como
fundiciones SD, debido a que las fundiciones esencialmente no
presentaban una resistencia transversal al límite de grano, ni
ductilidad cuando se probaron a una temperatura de 750 grados C
(1382 grados F) y a una tensión de 660 MPa (95.7 Ksi). La
resistencia transversal al límite de grano y la ductilidad fueron
tan deficientes que las fundiciones de grano de columna SD obtenidas
a partir de la superaleación a base de níquel anteriormente
mencionada se vuelven inadecuadas para su uso como álabes de turbina
de turbomotores a gasolina.
La WO 99/67435 revela fundiciones de una
superaleación a base de níquel que tienen boro añadido para mejorar
la resistencia transversal a la rotura por tensión y la ductilidad
de las fundiciones SD. Las fundiciones son tratadas térmicamente a
1250ºC por 4 horas para que se lleve a cabo una solución completa de
la fase secundaria (\gamma-fase). Debido a la
presencia de grietas de límite de grano después del completo
tratamiento térmico de la solución, la capacidad de producción es
tan deficiente que las fundiciones de grano de columna SD obtenidas
a partir de las superaleaciones a base de níquel arriba mencionadas
se vuelven inapropiadas para su uso como álabes de turbina de
turbomotores a gasolina.
Un objeto de la presente invención es
proporcionar un tratamiento térmico de aleaciones, especialmente de
aleaciones en estado bruto de fundición,
por ejemplo fundiciones de grano de columna SD
basadas en la superaleación monocristalina a base de níquel antes
mencionada, mejorando sustancialmente la resistencia transversal a
la rotura por tensión y la ductilidad así como la capacidad de
producción
a un punto en que las aleaciones SD son
aceptables para su uso en aplicaciones a altas temperaturas tales
como álabes de turbinas de un turbomotor a gasolina.
La presente invención, como se revela en las
reivindicaciones, involucran un tratamiento térmico de aleaciones
de fundición tales como las superaleaciones, que tienen al menos un
aditivo que mejora la resistencia al límite de grano como lo hace
el boro en la superaleación a base de níquel descrita anteriormente,
de una manera que se sabe mejora de forma significativa la
resistencia transversal a la rotura por tensión y la ductilidad de
las fundiciones de grano de columna solidificadas direccionalmente
(SD) obtenidas con un tratamiento térmico, que resuelve sólo
parcialmente una fase secundaria; por ejemplo, no se efectua el
tratamiento térmico de la solución de forma
completa.
completa.
El boro es a menudo agregado a las composiciones
de superaleaciones en una cantidad efectiva para mejorar
sustancialmente la resistencia transversal a la rotura por tensión y
la ductilidad de fundiciones de grano de columna solidificadas
direccionalmente obtenidas a partir de la superaleación modificada
con boro.
Para este fin, la concentración de boro se
controla preferiblemente en el rango de 0.003% aproximadamente a
0,0175% aproximadamente por peso de la composición de la
superaleación.
En unión a la adición de boro a la composición
de la superaleación, la concentración de carbono se controla
preferiblemente en el rango de 0.05% aproximadamente a 0.11%
aproximadamente por peso de la composición de la superaleación.
Una superaleación a base de níquel preferida de
acuerdo con una modalidad de la presente invención consiste
esencialmente, en porcentaje en peso, de aproximadamente 11.6% a
12.70% de Cr, aproximadamente 8.50% a 9.5% de Co, aproximadamente
1.65% a 2.15% de Mo, aproximadamente 3.5% a 4.10% de W,
aproximadamente 4.80% a 5.20% de Ta, aproximadamente 3.40% a 3.80%
de Al, aproximadamente 3.9% a 4.25% de Ti, aproximadamente 0.05% a
0.11% de C, aproximadamente 0.003% a 0.0175% de B, y el resto
esencialmente de Ni. La superaleación a base de níquel modificada
con boro puede ser fundida como en las fundiciones de grano de
columna SD, según las técnicas de fundiciones SD convencionales
como en la ampliamente conocida técnica Bridgman de retiro de
molde.
molde.
Las fundiciones SD obtenidas de esta forma
tienen normalmente una pluralidad de granos de columnas que se
extienden en la dirección del eje de tensión principal de la
fundición con el eje cristalino <001> generalmente paralelo
al eje de tensión principal. Las fundiciones de grano de columna SD
según la presente invención presentan preferiblemente un vida de
rotura por tensión de al menos 100 horas y una elongación de al
menos 2.5% aproximadamente cuando se prueban a una temperatura de
750°C (1382 grados F) y una tensión de 660 MPa (95.7 Ksi) y
encuentran su uso como álabes de turbina, veletas, selladuras de
aire exteriores y otros componentes de turbomotores aéreos e
industriales a gasolina.
Los objetivos anteriores y ventajas de la
presente invención se harán más fácilmente aparentes a partir de la
siguiente descripción detallada tomada con los siguientes
dibujos.
A manera de ejemplo se selecciona como aleación
una superaleación a base de níquel que consiste, en porcentaje en
peso, esencialmente de, aproximadamente 9.5% a 14% de Cr,
aproximadamente 7% a 11% de Co, aproximadamente 1% a 2.5% de Mo,
aproximadamente 3% a 6% de W, aproximadamente 1% a 6% de Ta,
aproximadamente 3% a 4% de Al, aproximadamente 3% a 5% de Ti,
aproximadamente 0% a 1% de Nb, y el resto esencialmente de Ni y B
presente en una cantidad efectiva para mejorar sustancialmente la
resistencia transversal a la rotura por tensión de una fundición SD
cuando se la compara con una fundición similar pero sin la presencia
de boro.
La inclusión de boro, como aditivo, que mejora
la resistencia al límite de grano en la aleación, se selecciona en
una cantidad que ha demostrado ser efectiva para proporcionar una
sustancial resistencia transversal a la rotura por tensión y una
ductilidad de una fundición de grano de columna SD obtenida a partir
de la aleación cuando se la compara con una fundición similar pero
sin la presencia de boro.
Con este fin, preferiblemente la superaleación a
base de níquel se modifica por la inclusión de boro B en el rango
de aproximadamente 0.003% a aproximadamente 0.0175%, preferiblemente
0.010% a 0.015%, por peso de la composición de la
superaleación.
En unión a la adición de boro a la composición
de la superaleación, la concentración de carbono C se controla en
un rango preferido de aproximadamente 0.05% a aproximadamente 0.11%
por peso de la composición de la superaleación. También pueden ser
usados como aditivos el silicio Si, Zirconio Zr y Hafnio Hf.
Adicionalmente son posibles todas las
combinaciones de B, C, Si, Zr, Hf.
La resistencia transversal a la rotura por
tensión y la ductilidad así como la capacidad de producción de las
fundiciones SD obtenidas a partir de las superaleación a base de
níquel con el tratamiento térmico modificado se proporcionan a un
grado en el que las fundiciones se vuelven aceptables para su uso en
álabes de turbina y otros componentes de turbomotores a
gasolina.
Una composición particularmente preferida de la
fundición de una superaleación a base de níquel modificada por el
boro, consiste esencialmente, en porcentaje en peso, de
aproximadamente 11.6% a 12.70% de Cr, aproximadamente 8.5% a 9.5%
de Co, aproximadamente 1.65% a 2.15% de Mo, aproximadamente 3.5% a
4.10% de W, aproximadamente 4.80% a 5.20% de Ta, aproximadamente
3.40 to 3.80% de Al, aproximadamente 3.9% a 4.25% de Ti,
aproximadamente 0.05% a 0.11% de C, aproximadamente 0.003% a
0.0175% de B, y el resto esencialmente Ni y susceptibles de
fundición para proporcionar una microestructura de grano de columna
SD.
La microestructura SD de la fundición de grano
de columna incluye normalmente aproximadamente 0.4 a aproximadamente
1.5% en volumen de una fase basada en carburo de tantalio.
Aunque no se no desea estar atado a ninguna
teoría, se piensa que el boro y el carbono tienden a migrar a los
límites del grano en la microestructura SD para agregar resistencia
y ductilidad a los límites de grano a altas temperaturas de uso,
por ejemplo 816 grados C (1500 grados F) típicas de los álabes de
turbomotores a gasolina. Las fundiciones de grano de columna SD
obtenidas a partir de la superaleación a base de níquel modificada
por el boro antes señalada, tienen típicamente el eje cristalino
<001> paralelo al eje de tensión principal de la fundición y
presentan una vida a la rotura por tensión de al menos 100 horas
aproximadamente y una elongación de al menos 2.5% aproximadamente
cuando se prueban a una temperatura de 750 grados C (1382 grados F)
y una tensión de 660 MPa (95.7 Ksi) aplicada de forma perpendicular
al eje cristalino <001> de la fundición.
Por ejemplo, se realizaron los siguientes
ensayos de fundiciones SD y se ofrecen como ilustración adicional
pero no limitan la presente invención.
Se prepararon una fundición #1 que tiene una
composición de superaleación a base de níquel de acuerdo con la ya
mencionada Patente US 4 597 809 y las fundiciones #1A y #2 y #3 de
la superaleación a base de níquel modificada con boro con las
siguientes composiciones, en porcentaje en peso, presentadas en la
Tabla I:
Cada colada fue vaciada para formar fundiciones
sin corazón de grano de columna SD que tienen una forma rectangular
para la prueba a la rotura transversal por tensión según el
procedimiento de prueba de la ASTM E-139. Las
fundiciones SD se obtuvieron, por ejemplo, usando la convencional
técnica Bridgman de solidificación direccional por retiro de
molde.
Por ejemplo, cada fundición fue derretida en un
crisol de un horno de fundición convencional bajo un vacío de 1
micra y supercalentado a 1427 grados C (2600 grados F). El fundido
supercalentado se puso en un molde de fundición a cera perdida que
tiene un recubrimiento frontal que comprende zirconio apoyado por
capas adicionales de pasta en suspensión/estuco que comprenden
zirconio y alúmina. El molde fue precalentado a 1482 grados C (2700
grados F) y se montó en un plato frío para efectuar la remoción del
calor unidireccional a partir de la aleación fundida en el molde.
El molde llenado con el fundido sobre el plato frío se retiró del
horno a una cámara de solidificación del horno de fundición con un
vacío de 1 micra a una velocidad de extracción de
6-16 pulgadas por hora.
Las fundiciones de grano de columna SD se
enfriaron en la cámara a temperatura ambiente bajo vacío, se
removieron del molde de forma convencional usando un procedimiento
mecánico de eliminación, se trataron térmicamente a una temperatura
y durante un tiempo tal que la solución de una fase secundaria en la
matriz solo se realiza parcialmente.
La superaleación a base de níquel tiene una fase
secundaria la fase-\gamma
Para una muestra (por ejemplo una superaleación
a base de níquel) con la composición de la reivindicación 21, el
tratamiento térmico inventivo se efectúa después de la fundición a
1213°C por al menos una hora, que no es la temperatura de solución
de una fase secundaria (por ejemplo fase y') para esta aleación.
También la temperatura de 1250°C (llamada
temperatura completa de solución), que es normalmente utilizada
para un completo tratamiento de solución, puede ser usada pero
únicamente mientras la fase secundaria no se ha disuelto
completamente en la matriz.
La cantidad no solubilizada de la fase
secundaria en la matriz es menor de 90, 70, 50 o 30% en volumen de
acuerdo con la geometría y capacidad de producción después del
tratamiento térmico, porque se evitan las grietas por límite de
grano, con el fin de incrementar el rendimiento de las muestras y
las propiedades mecánicas deseadas de la muestra.
La aleación puede tener una estructura
monocristalina o tener solamente granos a lo largo de una
dirección.
Opcionalmente un tratamiento térmico de
envejecimiento puede ser efectuado para esta composición a 1080ºC
por al menos 2 horas después de este tratamiento térmico de la
solución. Opcionalmente seguido por un segundo tratamiento térmico
de envejecimiento a 870ºC por al menos 12 horas.
Especialmente el tratamiento térmico inventivo
se utiliza para la muestra hueca, especialmente álabes, veletas, o
recubrimientos porque las grietas aparecen más frecuentemente en las
paredes, especialmente en paredes delgadas, que en las muestras
masivas después de los tratamientos térmicos usados normalmente
después de la fundición.
El tratamiento térmico inventivo conduce a una
incrementada resistencia de límite de grano durante este tratamiento
térmico, para que se incremente el rendimiento (componentes sin
grietas) después del tratamiento térmico.
También se incrementa la rotura transversal por
tensión del componente como producto final durante el uso del mismo
en condiciones de trabajo, porque se aumenta la resistencia al
límite de grano.
El método inventivo produce también buenos
resultados para componentes masivos, por ejemplo el de una turbina
a gasolina.
Las fundiciones también fueron analizadas
químicamente, y pasadas a la máquina para la configuración de la
muestra.
El ensayo a la rotura por tensión se realizó en
aire a una temperatura de 750 grados C (1382 grados F) y a una
tensión de 660 Mpa (95.7 Ksi) aplicada perpendicularmente al eje
cristalino <001> de las muestras.
Los resultados de los ensayos a la rotura por
tensión son presentados a continuación en la Tabla II en la cual
VIDA en horas (hrs) indica el tiempo para fracturar la muestra, la
ELONGACIÓN es la elongación de la muestra al fracturarse, y RED DE
AREA es la reducción del área de las muestras al fracturarse. Los
datos de la LINEA BASE corresponde a los datos del ensayo para la
fundición 1, y los datos de las fundiciones #1A, #2 y #3
corresponden a los datos del ensayo para las fundiciones #1A, #2 y
#3, respectivamente. Los datos de la LINEA BASE representan un
promedio de dos muestras de ensayo a la rotura por tensión, mientras
que los datos #1A, #2 y #3 representan una sola muestra de ensayo a
la rotura por tensión.
De la Tabla II es aparente que las muestras de
grano de columna SD obtenidas a partir de la fundición #1 en efecto
no presentaron esencialmente ninguna resistencia transversal al
límite de grano, (por ejemplo una vida de cero horas a la rotura
por tensión), cuando se probaron a una temperatura de 750 grados C
(1382 grados F) y una tensión de 660 Mpa (95.7 Ksi). Esto indica
que las muestras fallaron inmediatamente para proporcionar
esencialmente una vida a la rotura por tensión igual a cero. Además,
los datos de elongación y reducción de área fueron esencialmente de
cero. Estas propiedades de rotura por tensión son tan deficientes
como para que las fundiciones de grano de columna SD obtenidas a
partir de la fundición #1 se vuelvan inaceptables para ser usadas
como álabes de turbina de turbomotores a gasolina.
En contraste, la Tabla II revela que las
muestras de grano de columna SD obtenidas a partir de la fundición
#1 A presentaron una vida a la rotura por tensión de 275 horas, una
elongación de 3.1% y una reducción de área de 4.7 y muestras de la
fundición #2 presentaron una vida a la rotura por tensión de 182
horas, una elongación de 2.6% y una reducción de área de 6.3%
cuando se probaron a una temperatura de 750 grados C (1382 grados
F) y una tensión de 660 Mpa (95.7 Ksi). Estas propiedades de rotura
bajo tensión de la invención representan un mejoramiento inesperado
y sorprendente sobre las de las muestras obtenidas a partir de la
fundición #1 y hacen que las fundiciones de grano de columna SD
obtenidas a partir de las fundiciones #1 A, #2 y #3 sean más
adecuadas para su uso en álabes de turbina y otros componentes de
turbomotores a gasolina.
La presente invención es efectiva para
proporcionar fundiciones de grano de columna SD con una resistencia
transversal sustancial a la rotura por tensión y ductilidad. Estas
propiedades se logran sin afectar adversamente otras propiedades
mecánicas, tales como la resistencia tensil, resistencia a elevadas
temperaturas en función del tiempo, resistencia a la fatiga, y
resistencia a la corrosión de las fundiciones SD. La presente
invención es especialmente útil para proveer grandes fundiciones de
álabes de turbinas industriales a gasolina (IGT) de grano de
columna SD las cuales tienen la composición de la aleación descrita
anteriormente para impartir una sustancial resistencia transversal
a la rotura por tensión y ductilidad a las fundiciones y que tienen
una longitud de aproximadamente 20 centímetros a aproximadamente 60
centímetros y superiores, tal como 90 centímetros de longitud,
usadas en todas las etapas de la turbina en los turbomotores
industriales a gasolina estacionarios. La composición de la
fundición de la superaleación arriba descrita a base de níquel
modificada con boro puede ser fundida en grano de columna SD o en
componentes monocristalinos.
Mientras que la invención ha sido descrita en
términos de sus modalidades específicas, no está destinada a
limitarse a esto sino solo más bien al grado expuesto en las
siguientes reivindicaciones.
Claims (20)
1. Un método de tratamiento térmico de
superaleaciones fundidas a base de níquel o de cobalto que tienen al
menos un aditivo que mejora la resistencia al límite de grano, en
el cual la aleación tiene una fase secundaria después de la
fundición que puede ser disuelta enteramente en la matriz de la
aleación a una temperatura completa de solución para una
determinada duración de la solución completa,
que se caracteriza porque se modifican de
tal forma los parámetros de temperatura y duración del tratamiento
térmico que la cantidad no solubilizada de la fase secundaria en la
matriz es más pequeña que 90, 70, 50 o 30% en volumen,
en el cual la temperatura de tratamiento térmico
es más baja que la temperatura de solución completa y
la duración del tratamiento térmico se escoge de
tal forma que, la fase secundaria no está completamente disuelta o
la temperatura del tratamiento térmico es la temperatura de solución
completa,
pero la duración es únicamente mientras la fase
secundaria no se ha disuelto completamente en la matriz.
2. Un método de la reivindicación 1,
en el cual se aplica al menos un tratamiento de
envejecimiento después del tratamiento térmico.
3. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se lleva a
cabo con componentes huecos.
4. Un método de la reivindicación 3,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
componentes que tienen una longitud de al menos 200 mm.
5. Un método de la reivindicación 3,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
componentes huecos que tienen un espesor de una pared externa más
pequeño que 8 mm.
6. Un método de la reivindicación 1,
en el cual la fase secundaria es la fase
\gamma.
7. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación que tiene boro como aditivo.
8. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación que tiene carbón como aditivo.
9. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación que tiene granos de columnas solidificados
direccionalmente.
10. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación que tiene una estructura monocristalina.
11. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una fundición de una aleación a base de níquel, con granos de
columnas solidificados direccionalmente, que consisten en porcentaje
en peso, esencialmente de,
aproximadamente 9.5% a 14% de Cr,
aproximadamente 7% a 11% de Co,
aproximadamente 1% a 2.5% de Mo,
aproximadamente 3% a 6% de W,
aproximadamente 1% a 6% de Ta,
aproximadamente 3% a 4% de Al,
aproximadamente 3% a 5% de Ti,
aproximadamente 0% a 1% de Nb,
y el resto esencialmente de Ni
y el B está presente en una cantidad efectiva
para mejorar sustancialmente la resistencia a la rotura por tensión
transversal de dicha fundición cuando se la compara con una
fundición similar en la cual el boro no está presente.
12. Un método de la reivindicación 11,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación,
en donde el B está presente en el rango
comprendido entre aproximadamente 0.003% a aproximadamente 0.018%
en peso.
13. Un método de la reivindicación 11,
en el cual la aleación después del tratamiento
térmico tiene una vida a la rotura por tensión de al menos 100
horas aproximadamente y una elongación al fracturarse de al menos
2.5% aproximadamente cuando se prueba a una temperatura de 750
grados C (1382 grados F) bajo una tensión de 660 MPa (95.7 Ksi)
aplicada en dirección perpendicular al eje cristalino <001>
de dicha fundición.
14. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una fundición de una aleación a base de níquel con granos de
columnas solidificados direccionalmente y que consiste en porcentaje
en peso, esencialmente de aproximadamente 11.6% a 12.70% de Cr,
aproximadamente 8.5% a 9.5% de Co,
aproximadamente 1.65% a 2.15% de Mo,
aproximadamente 3.5% a 4.10% de W,
aproximadamente 4.8% a 5.20% de Ta,
aproximadamente 3.45% a 3.80% de Al,
aproximadamente 3.9% a 4.25% de Ti,
aproximadamente 0.05% a 0.11% de C,
aproximadamente 0.003% a 0.0175% de B,
el resto esencialmente de níquel y con una
resistencia transversal a la rotura por tensión sustancialmente
mejorada comparada con una fundición similar en la cual no está
presente el boro.
15. Un método de la reivindicación 14,
en el cual la aleación después del tratamiento
térmico tiene una vida de rotura por tensión de al menos 120 horas
aproximadamente y una elongación de al menos 2.5% aproximadamente
cuando se prueba a una temperatura de 750 grados C (1382 grados F)
bajo una tensión de 660 MPa (95.7 Ksi) aplicada de forma
perpendicular a un eje cristalino <001> de dicha
fundición.
16. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una fundición de una aleación a base de níquel con granos de
columnas solidificados direccionalmente y que tiene una composición
nominal que consiste, en porcentaje en peso, esencialmente de
aproximadamente 12.00% de Cr,
aproximadamente 9.00% de Co,
aproximadamente 1.85% de Mo,
aproximadamente 3.70% de W,
aproximadamente 5.10% de Ta,
aproximadamente 3.60% de Al,
aproximadamente 4.00% de Ti,
aproximadamente 0.0125% de B,
aproximadamente 0.09% de C,
el resto esencialmente de Ni y con una vida de
rotura por tensión de al menos 100 horas aproximadamente, y una
elongación al fracturarse de al menos 2.5% aproximadamente cuando se
prueba aproximadamente a 750 grados C (1382 F) bajo una tensión de
660 MPa (95.7 Ksi) aplicada de forma perpendicular a un eje del
cristal <001> de dicha fundición.
17. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa
después de la fundición.
18. Un método de la reivindicación 5,
en el cual los componentes huecos del vaciado se
seleccionan entre del grupo que consiste de veletas, álabes y
recubrimientos.
19. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
componentes masivos.
20. Un método de la reivindicación 1,
en el cual el tratamiento térmico se efectúa con
una aleación que tiene un aditivo seleccionado entre el grupo que
consiste de zirconio, silicio, hafnio.
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