ES2887336T3 - Superaleación tolerante a los daños y a las altas temperaturas, un artículo de fabricación hecho con la aleación y un proceso para fabricar la aleación - Google Patents
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Abstract
Una superaleación a base de níquel que proporciona una combinación de alta resistencia, buena resistencia a la fluencia, y buena resistencia a la propagación de la grieta, dicha aleación consiste esencialmente de, en porcentaje en peso: C 0,0050 a 1 Cr13 a 17 Fe 4 a 20 Mo 3 a 9 W hasta 8 Co hasta 12 Al 1 a 3 Ti 0,6 a 3 Nb hasta 5,5 B 0,001 a 0,015 Mg 0,0001 a 0,0050 Zr 0,001 a 0,08 Si hasta 0,7 P hasta 0,05 y el resto es niquel e impurezas habituales.
Description
DESCRIPCIÓN
Superaleación tolerante a los daños y a las altas temperaturas, un artículo de fabricación hecho con la aleación y un proceso para fabricar la aleación
CAMPO DE LA INVENCIÓN
Esta invención se refiere en general a superaleaciones a base de níquel y en particular a una superaleación a base de níquel que proporciona una combinación novedosa de alta resistencia, buena resistencia a la termofluencia y buena resistencia al crecimiento de grietas bajo tensión.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN
Las aleaciones estructurales que están diseñadas para operar a altas temperaturas (por ejemplo, > 593,3 °C (1100 °F)) generalmente requieren alta resistencia y resistencia a la fluencia. Sin embargo, a medida que aumentan las propiedades de resistencia y resistencia a la fluencia en tales aleaciones, las aleaciones pueden volverse más susceptibles a los efectos ambientales, a saber, el oxígeno en la atmósfera. Esta susceptibilidad puede manifestarse como fragilidad por entalla y/o un aumento en la tasa del crecimiento de grietas. Con respecto a la tasa del crecimiento de grietas, las superaleaciones a base de níquel pueden ser tolerantes a este tipo de daño cuando se someten a ciclos de fatiga a una tasa relativamente rápida, pero puede producirse una mayor sensibilidad a los daños cuando la aleación se somete a tensiones de baja frecuencia con una permanencia en cada ciclo de tensión/sin tensión. Una teoría para tal sensibilidad es que el aumento del tiempo de permanencia durante la parte de tensión del ciclo proporciona tiempo para que el oxígeno se difunda hacia los bordes de granos para formar una capa de óxido dentro de la grieta. Entonces, esa capa de óxido puede actuar como una cuña cuando se libera la carga, lo que hace avanzar el movimiento de la punta de la grieta a una tasa general más rápida.
En las superaleaciones a base de níquel, los factores estructurales y de composición que influyen en las propiedades de resistencia y resistencia a la fluencia también pueden afectar la tasa del crecimiento de grietas. Dichos factores incluyen los efectos del fortalecimiento de la solución sólida, el fortalecimiento de la precipitación (como con el precipitado gamma prima (y')); energía límite antifase; el volumen, tamaño y coherencia de los precipitados en la matriz; tamaño de grano; estructura del borde de grano; precipitación en los bordes de granos (composición y morfología); así como niveles bajos de ciertos elementos potentes en los bordes de granos. Una aleación que se termodeforma hasta cierto punto permite que se produzca una relajación de la fluencia en la punta de la grieta (atemperado). La resistencia general a la oxidación de la aleación también influye en la tasa del crecimiento de grietas. En vista del estado de la técnica descrito anteriormente, se ha vuelto deseable tener una superaleación a base de níquel que proporcione no solo una buena resistencia a altas temperaturas y resistencia a la fluencia, sino también una resistencia mejorada al crecimiento de grietas durante los ciclos de tensión en entornos oxidantes.
Los tratamientos térmicos conocidos para superaleaciones a base de níquel endurecibles por precipitación (PH, por sus siglas en inglés) normalmente incluyen un tratamiento de recocido a alta temperatura para disolver fases discretas que precipitan en el material de la matriz de la aleación. Este tratamiento de recocido en solución también libera las tensiones en el material y modifica el tamaño de grano y estructura de la aleación. Las temperaturas de recocido pueden denominarse supersolvus y subsolvus dependiendo de si la temperatura de recocido usada está por encima o por debajo de la temperatura de solvus del precipitado y' que se forma en las superaleaciones de base Ni PH. El tratamiento de recocido en solución va seguido de un tratamiento térmico de envejecimiento a temperatura más baja donde se precipitan las fases y' y Y” . Las fases y' y Y” son las fases de fortalecimiento primarias en las superaleaciones de base Ni PH. El tratamiento térmico de envejecimiento puede consistir en uno o dos etapas de calentamiento que se realizan a diferentes temperaturas que se seleccionan para provocar la precipitación de y' y en algunos casos y'', y para modificar el tamaño, morfología y fracción de volumen de los precipitados y' y Y” en la aleación.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN
Las desventajas de las aleaciones conocidas descritas anteriormente se superan en gran medida mediante una superaleación a base de níquel que tiene los siguientes intervalos amplios, intermedios y preferidos en porcentaje en peso.
Amplio Intermedio Preferido
C 0,005-0,1 0,01-0,05 0,02-0,04
Cr 13-17 14-16 14,5-15,5
Fe 4-20 8-17 9-16
Mo 3-9 3,5-8 3,8-4,5
W 0-8 0-4 0-3
Amplio Intermedio Preferido
Co 0-12 0-8 0-5
Al 1-3 1,5-2,5 1,8-2,2
Ti 0,6-3 1-2,5 1,5-2,1
Nb+Ta 0-5,5 1-5 2-4,5
B 0,001-0,012 0,003-0,010 0,004-0,008
Mg 0,0001-0,0020 0,0003-0,0020 0,0004,0,0016
Zr 0,01-0,08 0,015-0,06 0,02-0,04
Si 0-0,7% 0-0,7% 0-0,7%
P 0-0,05 % 0-0,05% 0-0,05%
El resto de la aleación es esencialmente níquel, impurezas habituales, como fósforo y azufre, que se encuentran en superaleaciones a base de níquel endurecibles por precipitación destinadas a un servicio similar, y cantidades menores de elementos adicionales, como manganeso, que pueden estar presentes en cantidades que no afectan negativamente a las propiedades básicas y novedosas proporcionadas por esta aleación como se describen a continuación.
De acuerdo con otro aspecto de esta invención, se proporciona un proceso para mejorar la ductilidad a la tracción de un artículo de superaleación a base de níquel. El proceso incluye la etapa de proporcionar una forma de producto intermedio, como una barra o varilla, que se hace a partir de una superaleación a base de níquel endurecible por precipitación que tiene una composición que incluye elementos que pueden combinarse para formar un precipitado gamma prima (y') en la aleación. En una primera etapa, la forma del producto intermedio se calienta a una temperatura superior a la temperatura de solvus del precipitado y' (la temperatura de supersolvus) durante un tiempo suficiente para llevar el precipitado y' a una solución sólida en la aleación. En una segunda etapa, la forma del producto intermedio se calienta a una temperatura de aproximadamente 5,55 a 83,3 °C (10 a 150 °F) por debajo de la temperatura de solvus de y' (la temperatura de subsolvus) durante un tiempo suficiente para provocar la precipitación y el engrosamiento de y'. A continuación, la aleación se enfría a temperatura ambiente desde la temperatura de subsolvus. En una tercera etapa, la forma de producto intermedio se calienta a una temperatura de envejecimiento y durante un tiempo suficiente para provocar la precipitación de precipitados finos de y'. En una realización preferida, la tercera etapa puede comprender un doble envejecimiento en la que la forma del producto intermedio se calienta a una primera temperatura de envejecimiento, se enfría rápidamente desde la primera temperatura de envejecimiento, se calienta a una segunda temperatura de envejecimiento menor que dicha primera temperatura de envejecimiento, y luego se enfría la aleación a una tasa más lenta a temperatura ambiente.
La tabulación anterior se proporciona como una breve descripción conveniente y no pretende restringir los valores superior e inferior de los intervalos de los elementos individuales de la aleación de esta invención para su uso en combinación entre sí, o restringir los intervalos de los elementos para usar únicamente en combinación entre sí. Así, uno o más de los intervalos de elementos de la composición amplia se pueden usar con uno o más de los otros intervalos para los elementos restantes en la composición preferida. Además, se puede usar un mínimo o máximo para un elemento de una realización preferida con el máximo o mínimo para ese elemento de otra realización preferida. Se observa además que las composiciones porcentuales en peso descritas anteriormente definen los constituyentes de la aleación que son esenciales para obtener la combinación de propiedades que caracterizan a la aleación de acuerdo con esta invención. Así, se contempla que la aleación de acuerdo con la presente invención comprenda o consista esencialmente en los elementos descritos anteriormente, a lo largo de la siguiente descripción y en las reivindicaciones adjuntas. Aquí y en toda esta solicitud, a menos que se indique lo contrario, el término porcentaje o el símbolo "%" significa porcentaje en peso o porcentaje en masa.
Las propiedades básicas y nuevas proporcionadas por la aleación de acuerdo con esta invención y en los artículos útiles fabricados a partir de ella incluyen alta resistencia, buena resistencia a la fluencia y buena resistencia a la propagación de la grieta. Aquí ya lo largo de esta descripción, el término “temperatura de solvus” significa la temperatura de solvus del precipitado y'. El término “alta resistencia”, como se usa en la presente solicitud, significa un límite elástico a temperatura ambiente de al menos aproximadamente 827,4 MPa (120 ksi) y un límite elástico de al menos aproximadamente 792,9 MPa (115 ksi) cuando se prueba a una temperatura de 704,4 °C (1300 °F). El término “buena resistencia a la fluencia” significa una vida útil a la rotura por tensión de al menos aproximadamente 23 horas cuando la aleación se prueba a 732,2 °C (1350 °F) con una tensión aplicada de 556,1 MPa (80 ksi). El término “buena resistencia al crecimiento de grietas” significa una tasa del crecimiento de grietas permanentes subcrítica de no más de aproximadamente 2,54 x 10-3 cm/ciclo (10-3 pulg./ciclo) cuando se prueba en un intervalo de factor de intensidad de tensión (AK) de 143,95MPaVm (40ksiVin), 12.7 * 10-5 cm/ciclo (5 * 10-5 pulg./ciclo) a un AK de 22MPaVm (20ksiVin) y tasas de crecimiento de grietas entre AK de 22MPA Vm (20ksiVin) y AK de 43,95 MPaVm (40ksiVin) que no son mayores que los determinados por la ecuación:
da/dN = 1,2x10-10 x AK43
BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS
La breve descripción anterior y la siguiente descripción detallada de la presente invención pueden entenderse mejor cuando se leen junto con los dibujos adjuntos, en los que:
La figura 1 es un gráfico de la tasa del crecimiento de grietas (da/dN) en función del intervalo de intensidad de la tensión para una primera serie de ejemplos que se recocieron en solución a 982,2 °C (1800 °F) durante 1 hora y luego se envejecieron.
La figura 2 es un gráfico de la tasa del crecimiento de grietas (da/dN) en función del intervalo de intensidad de la tensión para la primera serie de ejemplos que se recocieron en solución a 1135 °C (2075 °F) durante 1 hora y luego se envejecieron.
La figura 3 es un gráfico de la tasa del crecimiento de grietas (da/dN) en función del intervalo de intensidad de la tensión para una segunda serie de ejemplos que se recocieron en solución a 1010 °C (1850 °F) durante 1 hora y luego se envejecieron.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN
A continuación, se describirán las concentraciones de los elementos que constituyen la aleación de esta invención y sus respectivas contribuciones a las propiedades proporcionadas por la aleación.
Carbono: El carbono está presente en esta aleación porque forma carburos en el borde del grano que benefician la ductilidad proporcionada por la aleación. Por lo tanto, la aleación contiene al menos aproximadamente 0,005% de carbono, mejor aún, al menos aproximadamente 0,01% de carbono, y preferiblemente al menos aproximadamente 0,02% de carbono. Para obtener los mejores resultados, la aleación contiene aproximadamente 0,03% de carbono. Esta aleación puede contener hasta aproximadamente 0,1% de carbono. Sin embargo, un exceso de carbono puede producir partículas de carbonitruro que pueden afectar negativamente al comportamiento a la fatiga. Por lo tanto, el carbono se limita preferentemente a no más de aproximadamente 0,06%, mejor aún a no más de aproximadamente 0,05%, y más preferentemente a no más de aproximadamente 0,04% en esta aleación.
Cromo: El cromo es beneficioso para la resistencia a la oxidación y la resistencia al crecimiento de grietas que proporciona esta aleación. Para obtener estos beneficios, la aleación contiene al menos aproximadamente 13% de carbono, mejor aún, al menos aproximadamente 14% de carbono, y preferiblemente al menos aproximadamente 14,5% de carbono. Para obtener los mejores resultados, la aleación contiene aproximadamente 15% de cromo. Un exceso de cromo provoca la inestabilidad de las fases de la aleación, por ejemplo, mediante la formación de una fase topológicamente cerrada durante la exposición a altas temperaturas. La presencia de dicha fase afecta negativamente a la ductilidad proporcionada por la aleación. Por lo tanto, la aleación no contiene más de aproximadamente 17% de cromo, mejor aún, no más de aproximadamente 16% de cromo, y preferiblemente no más de aproximadamente 15,5% de cromo.
Molibdeno: El molibdeno contribuye a la resistencia de la solución sólida y a la buena tenacidad que proporciona esta aleación. El molibdeno beneficia la resistencia al crecimiento de grietas cuando la aleación contiene muy poco o nada de tungsteno. Por estas razones, la aleación contiene al menos aproximadamente 3% de molibdeno, mejor aún, al menos aproximadamente 3,5% de molibdeno, y preferiblemente al menos aproximadamente 3,8% de molibdeno. Un exceso de molibdeno en presencia de cromo puede afectar negativamente al equilibrio de fases de esta aleación porque, al igual que el cromo, puede provocar la formación de una fase topológicamente cerrada que afecta negativamente a la ductilidad de la aleación. Por esta razón, no contiene más de aproximadamente 9%, mejor aún, no más de aproximadamente 8%, y preferiblemente no más de aproximadamente 4,5% de molibdeno.
Hierro: La aleación según esta invención contiene al menos alrededor del 4% de hierro en sustitución de parte del níquel y de parte del cobalto cuando el cobalto está presente en la aleación. La presencia de hierro en sustitución de parte del níquel da lugar a una disminución de la temperatura de solubilidad para los precipitados y' y Y” , de manera que la solución de recocido de la aleación puede realizarse a una temperatura más baja que cuando la aleación no contiene hierro. Se cree que una temperatura de solvus más baja puede ser beneficiosa para la procesabilidad termomecánica de esta aleación. Por lo tanto, la aleación contiene preferentemente al menos aproximadamente 8% de hierro, y mejor aún, al menos aproximadamente 9% de hierro. Cuando la aleación contiene un exceso de hierro, la resistencia al crecimiento de grietas proporcionada por la aleación se ve afectada negativamente, especialmente cuando el tungsteno está presente en la aleación. Por consiguiente, la aleación no contiene más de aproximadamente 20% de hierro, mejor aún, no más de aproximadamente 17% de hierro, y preferiblemente no más de aproximadamente 16% de hierro.
Cobalto: El cobalto está opcionalmente presente en esta aleación porque beneficia la resistencia a la fluencia proporcionada por la aleación. Sin embargo, los inventores han descubierto que un exceso de cobalto en la aleación tiene un efecto adverso en la propiedad de resistencia al crecimiento de grietas. Por lo tanto, cuando el cobalto está presente en esta aleación se restringe a no más de aproximadamente 12%, mejor aún a no más de aproximadamente 8%, y preferiblemente a no más de aproximadamente 5%.
Aluminio: El aluminio se combina con el níquel y el hierro para formar los precipitados y' que benefician la alta resistencia proporcionada por la aleación en el estado de recocido y envejecimiento de la solución. También se ha descubierto que el aluminio trabaja en sinergia con el cromo para proporcionar una mayor resistencia a la oxidación en comparación con las aleaciones conocidas. El aluminio también es beneficioso para estabilizar los precipitados y', de modo que el y' no se transforme en la fase eta o en la fase delta cuando la aleación está sobreenvejecida. Por estas razones, la aleación contiene al menos aproximadamente 1% de aluminio, mejor aún, al menos aproximadamente 1,5% de aluminio, y preferiblemente al menos aproximadamente 1,8% de aluminio. Un exceso de aluminio puede dar lugar a una segregación que afecta negativamente a la elaboración de la aleación, por ejemplo, a la conformabilidad en caliente de la aleación. Por lo tanto, el aluminio se limita preferentemente a no más de aproximadamente 3%, mejor aún a no más de aproximadamente 2,5%, y más preferentemente a no más de aproximadamente 2,2% en esta aleación.
Titanio: El titanio, al igual que el aluminio, contribuye a la resistencia proporcionada por la aleación mediante la formación del precipitado de refuerzo de y'. Por lo tanto, la aleación contiene al menos aproximadamente 0,6% de titanio, mejor aún, al menos aproximadamente 1% de titanio, y preferiblemente al menos aproximadamente 1,5% de titanio. Un exceso de titanio afecta negativamente a la propiedad de resistencia al crecimiento de grietas de la aleación. El titanio provoca un rápido endurecimiento por envejecimiento y puede afectar negativamente al procesamiento termomecánico y a la soldadura de la aleación. Por lo tanto, la aleación no contiene más de aproximadamente 3% de titanio, mejor aún, no más de aproximadamente 2,5% de titanio, y preferiblemente no más de aproximadamente 2,1% de titanio.
Niobio: El niobio es otro elemento que se combina con el níquel, el hierro y/o el cobalto para el y'. Aunque el niobio está opcionalmente presente en esta aleación, la aleación contiene preferentemente al menos aproximadamente 1% de niobio y, mejor aún, al menos aproximadamente 2% de niobio para beneficiarse de la altísima resistencia proporcionada por la aleación en la condición de recocido y envejecimiento de la solución. Cuando la aleación contiene menos de aproximadamente 1% de aluminio, la fase de refuerzo enriquecida con niobio es más probable que se transforme en una fase delta no deseada cuando la aleación se envejece en exceso. Este fenómeno es más pronunciado cuando el hierro está presente en esta aleación. La presencia de la fase delta puede limitar la temperatura de servicio de la aleación a aproximadamente 648,9 °C (1200 °F), que es insuficiente para muchas aplicaciones de turbinas de gas. Como se ha descrito anteriormente, la aleación contiene suficiente Al para evitar la formación de la fase delta si la aleación se envejece en exceso a una temperatura superior a 648,9 °C (1200 °F). Cuando está presente, el niobio se limita a no más de aproximadamente 5,5%, mejor aún a no más de aproximadamente 5%, y preferiblemente a no más de aproximadamente 4,5% en esta aleación. El tántalo puede ser sustituido por una parte o por la totalidad del niobio, cuando el niobio está presente intencionadamente en esta aleación.
Tungsteno: El tungsteno está opcionalmente presente en la aleación de esta invención para beneficiar la fuerza y la resistencia a la fluencia proporcionada por esta aleación. Altos niveles de tungsteno afectan negativamente a la resistencia al crecimiento de grietas proporcionada por la aleación. La aleación es más tolerante al crecimiento de grietas cuando el tungsteno está presente en lugar de parte del niobio. En consecuencia, cuando está presente, el tungsteno se limita a no más de aproximadamente el 8% de tungsteno, mejor aún a no más de aproximadamente el 4% de tungsteno, y preferiblemente a no más de aproximadamente el 3% en esta aleación.
Boro, magnesio, circonio, silicio y fósforo: Hasta aproximadamente 0,015% de boro puede estar presente en esta aleación para beneficiar la ductilidad a alta temperatura de la aleación, haciendo así que la aleación sea más adecuada para la conformabilidad en caliente. Preferiblemente, la aleación contiene aproximadamente 0,001 a 0,012% de boro, mejor aun aproximadamente 0,003 a 0,010% de boro, y más preferiblemente aproximadamente 0,004 a 0,008% de boro. El magnesio está presente como agente desoxidante y desulfurante. El magnesio también parece beneficiar la resistencia al crecimiento de grietas proporcionada por la aleación al ligar el azufre. Por estas razones, la aleación contiene aproximadamente 0,0001 a 0,005% de magnesio, mejor aún, aproximadamente 0,0003 a 0,002% de magnesio, y preferiblemente aproximadamente 0,0004 a 0,0016% de magnesio. Se encontró que para esta aleación una pequeña adición de posición de circonio es beneficiosa para una buena ductilidad de la conformabilidad en caliente para evitar el agrietamiento durante la forja en caliente de los lingotes hechos de la aleación. A este respecto, la aleación contiene al menos aproximadamente 0,001% de circonio. Preferiblemente, la aleación contiene aproximadamente 0,01 a 0,08% de circonio, mejor aun aproximadamente 0,015 a 0,06% de circonio, y más preferible aproximadamente 0,02 a 0,04% de circonio. Para obtener los mejores resultados, la aleación contiene aproximadamente 0,03% de circonio. Se cree que el silicio beneficia la ductilidad de entalla de esta aleación a temperaturas elevadas. Por lo tanto, hasta aproximadamente 0,7% de silicio puede estar presente en la aleación para tal fin. Aunque el fósforo se considera típicamente un elemento impuro, puede incluirse una pequeña cantidad de fósforo, hasta aproximadamente 0,05%, para beneficiar las propiedades de ruptura por tensión proporcionadas por esta aleación cuando está presente el niobio.
El resto de la composición de la aleación es níquel y las impurezas habituales que se encuentran en los grados comerciales de las superaleaciones a base de níquel destinadas a un servicio o uso similar. También se incluyen en el equilibrio cantidades residuales de otros elementos, como el manganeso, que no se añaden intencionadamente, pero que se introducen a través de los materiales de carga utilizados para fundir la aleación. Preferiblemente, la aleación
contiene al menos aproximadamente 58% de níquel para obtener una buena combinación general de propiedades (fuerza, resistencia a la fluencia y resistencia al crecimiento de grietas). Se descubrió que la aleación tiene una temperatura de solvus de gamma prima más baja cuando la aleación contiene níquel en la parte inferior del intervalo de níquel. Por lo tanto, para una cantidad seleccionada de aluminio, titanio y niobio en esta aleación, la temperatura de recocido para obtener un tamaño de grano particular y una combinación de propiedades se basa un poco en el contenido de níquel.
Para proporcionar las propiedades básicas y novedosas que son características de la aleación, los elementos se equilibran preferentemente controlando las concentraciones porcentuales en peso de los elementos molibdeno, niobio, tungsteno y cobalto. Más concretamente, cuando la aleación contiene menos del 0,1% de niobio, las cantidades combinadas de molibdeno y tugsteno son superiores a aproximadamente el 7%, y la aleación se va a recocer a una temperatura superior a la temperatura de solvus de y', entonces el cobalto se limita a menos del 9%. Cuando la aleación contiene al menos 0,1% de niobio, entonces la aleación se equilibra preferentemente de forma que la temperatura de solvus de y' no sea superior a unos 1015,6 °C (1860 °F) y la aleación se procesa preferentemente para proporcionar un tamaño de grano tan grueso como sea posible.
La aleación de esta invención se produce preferentemente por fusión por inducción al vacío (VIM, por sus siglas en inglés). Si se desea, la aleación puede refinarse mediante un proceso de doble fusión en el que el lingote por VIM se refunde mediante refusión por electroescoria (ESR, por sus siglas en inglés) o por refusión por arco en vacío (VAR, por sus siglas en inglés). Para las aplicaciones más críticas, puede utilizarse un proceso de triple fusión consistente en VIM seguido de ESR y luego VAR. Tras la fusión, la aleación se cola en forma de uno o varios lingotes que se enfrían a temperatura ambiente para solidificar completamente la aleación. Alternativamente, la aleación puede atomizarse para formar polvo metálico después de la fusión primaria (VIM). El polvo de aleación se consolida para formar formas de productos intermedios, como palanquillas y barras, que pueden utilizarse para fabricar productos acabados. El polvo de aleación se consolida preferentemente cargando el polvo de aleación en un envase de metal y luego prensando isostáticamente en caliente (HIP, por sus siglas en inglés) el polvo de metal bajo condiciones de temperatura, presión y tiempo suficientes para consolidar completa o sustancialmente el polvo de aleación en un lingote de envase.
El lingote solidificado, ya sea colado o prensado isostáticamente en caliente HIP, se homogeneiza preferentemente calentándolo a aproximadamente 1176,7 °C (2150 °F) durante unas 24 horas, dependiendo del área de la sección transversal del lingote. El lingote de aleación puede conformarse en caliente hasta obtener una forma de producto intermedia mediante forjado o prensado. El conformado en caliente se realiza preferentemente calentando el lingote a una temperatura inicial elevada de aproximadamente 1037,8 a 1148,9 °C (1900 a 2100 °F), preferentemente aproximadamente 1121,1 a 1135 °C (2050 a 2075 °F). Si se necesita una reducción adicional del área de la sección transversal, la aleación debe recalentarse hasta la temperatura inicial antes de realizar un conformado en caliente adicional.
Las propiedades de resistencia a la tracción y a la fluencia que son características de la aleación según esta invención se desarrollan mediante el tratamiento térmico de la aleación. A este respecto, la aleación tal y como se conforma se recoce preferentemente en solución a la temperatura de supersolvus definida anteriormente. Por lo tanto, en general, la aleación se calienta preferentemente a una temperatura de supersolvus de aproximadamente 1010 a 1148,9 °C (1850 a 2100 °F) durante un tiempo suficiente para disolver sustancialmente todos los precipitados intermetálicos en el material de la aleación matriz. Alternativamente, cuando la aleación contiene más del 0,1% de niobio, la aleación puede ser recocida a una temperatura inferior a la temperatura de solvus de y'. Cuando la temperatura de solvus de y' de la aleación es superior a aproximadamente 1026,7 °C (1880 °F), entonces es preferible restringir el tungsteno a no más de aproximadamente 1% cuando la aleación va a ser recocida a la temperatura de subsolvus. El tiempo a la temperatura depende del tamaño de la forma del producto de aleación y es preferentemente de aproximadamente 1 hora por pulgada (2.54 cm) de espesor. La aleación se enfría a temperatura ambiente a una tasa suficientemente rápida para retener los precipitados disueltos en la solución.
Después del tratamiento térmico de recocido en solución, la aleación se somete a un tratamiento de envejecimiento que provoca la precipitación de las fases de refuerzo en la aleación. Preferiblemente, el tratamiento de envejecimiento incluye un proceso de dos etapas. En una primera etapa o de estabilización, la aleación se calienta a una temperatura de aproximadamente 815,6 a 843,3 °C (1500 a 1550 °F) durante unas 4 horas y, a continuación, se enfría a temperatura ambiente mediante temple rápido con agua o enfriamiento con aire, dependiendo del tamaño de la sección de la pieza de aleación. En una segunda etapa o de precipitación, la aleación se calienta a una temperatura de aproximadamente 732,2 a 760 °C (1350 a 1400 °F) durante unas 16 horas y luego se enfría por aire hasta alcanzar temperatura ambiente. Aunque se prefiere el tratamiento de envejecimiento en dos etapas, el tratamiento de envejecimiento puede realizarse en una sola etapa en la que la aleación se calienta a una temperatura de aproximadamente 760 °C (1400 °F) durante unas 16 horas y luego se enfría por aire a temperatura ambiente.
En el estado tratado con solución y envejecido, la aleación proporciona un límite elástico a temperatura ambiente de al menos aproximadamente 827,4 MPa (120 ksi) y un límite elástico a temperatura elevada (704,4 °C) (1300 °F) de al menos aproximadamente 792,9 MPa (115 ksi). Los anteriores límites elásticos en tracción se proporcionan en combinación con una buena resistencia a la fluencia definida por una resistencia a la rotura por tensión de al menos
aproximadamente 23 horas cuando se prueba a 732,2 °C (1350 °F) y una tensión aplicada de 551,6 MPa (80 ksi). La aleación según esta invención cuando se trata térmicamente como se ha descrito anteriormente tiene una microestructura de grano relativamente grueso que beneficia la propiedad de ruptura por tensión (resistencia a la fluencia). En relación con la invención descrita en la presente, el término “de grano grueso” significa un número de tamaño de grano ASTM de 4 o más grueso según se determina de acuerdo con el método de prueba estándar E-112 de la ASTM (Sociedad Estadounidense para Pruebas y Materiales, por sus siglas en inglés). Sin embargo, los inventores descubrieron que la microestructura de grano grueso puede dar lugar a una reducción indeseable de la ductilidad a la tracción proporcionada por la aleación en la condición de tratamiento de solución simple y envejecimiento. Por lo tanto, en relación con el desarrollo de la aleación, los inventores desarrollaron un tratamiento térmico modificado para superar la pérdida de ductilidad a la tracción que de otro modo se produce cuando la aleación se trata térmicamente como se ha descrito anteriormente.
El tratamiento térmico modificado según la presente invención incluye un proceso de recocido de dos etapas. En la primera etapa, la aleación se recoce en solución calentándola a una temperatura de supersolvus de aproximadamente 1010 a 1148,9 °C (1850 a 2100 °F) como se ha descrito anteriormente. El tiempo a la temperatura es preferiblemente de aproximadamente 0,5 a 4 horas, dependiendo del tamaño y del área de la sección transversal del producto de aleación. La aleación se enfría de la temperatura de supersolvus a temperatura ambiente, como se ha descrito anteriormente. En la segunda etapa, la aleación se calienta a una temperatura de subsolvus que está aproximadamente a 5,55 °C (10 °F) y 83,3 °C (150 °F) por debajo de la temperatura de solvus de y' de la aleación. La aleación se mantiene preferentemente a la temperatura de subsolvus durante aproximadamente 1 a 8 horas, dependiendo también del tamaño y del área de la sección transversal del producto de aleación. A continuación, la aleación se enfría a temperatura ambiente antes de realizar el tratamiento térmico de envejecimiento como se ha descrito anteriormente. Los inventores creen que la etapa de recocido subsolvus provoca la precipitación de y' que se hace más gruesa en relación con el y' de tamaño más fino que se precipita durante el tratamiento de envejecimiento. Se cree que la combinación de y' más grueso y de tamaño fino beneficia a la ductilidad a la tracción proporcionada por la aleación porque los precipitados y' más gruesos son más estables durante las elevadas temperaturas experimentadas por la aleación cuando se utiliza en servicio de temperatura elevada. El y' más grueso también consume una parte del aluminio, el titanio y el niobio de la aleación, limitando así la cantidad total de y' de tamaño más fino que precipita durante el tratamiento de envejecimiento y cuando la aleación está en servicio a temperatura elevada. La restricción resultante de la cantidad total de precipitado de y' en la aleación limita la resistencia máxima y la vida de ruptura por tensión proporcionada por la aleación a un grado aceptable, pero también reduce la precipitación y el engrosamiento de fases frágiles indeseables que, de otro modo, afectarían negativamente a la ductilidad a la tracción proporcionada por la aleación.
EJEMPLOS
Los siguientes ejemplos se presentan para demostrar la combinación de propiedades que caracterizan a la aleación según esta invención.
EJEMPLO 1
Para demostrar la combinación novedosa de propiedades proporcionadas por la aleación según esta invención, diversos metales de colada fueron fundidos por inducción al vacío y fundidos como lingotes cuadrados de 18,1 kg (40 lb.) y 10,2 cm (4 pulg.). Las composiciones en peso de los lingotes se exponen en la tabla 1 a continuación. El resto de cada metal de colada era níquel y una cantidad residual de circonio resultante de una adición de 0,03% de Zr durante la fusión.
Todos los lingotes se homogeneizaron a 1176,7 °C (2150 °F) durante 24 horas. Los metales de colada "S" se forjaron a partir de una temperatura inicial de 1176,7 °C (2150 °F) en barras cuadradas de 4,45 cm (1,75 pulgadas), se cortaron por la mitad, se recalentaron a 1176,7°C (2150°F) y se forjaron en barras de sección transversal rectangular de 2,03 cm x 3,56 cm (0,8 pulgadas x 1,4 pulgadas). Los metales de colada "G" se forjaron a partir de una temperatura inicial de 1121,1 a1135 °C (2050 a 2075 °F) en barras cuadradas de 4,45 cm (1,75 pulgadas), se cortaron por la mitad, se recalentaron a 1176,7°C (2150°F) y se forjaron en barras de sección transversal rectangular de 2,03 cm x 3,56 cm (0,8 pulgadas x 1,4 pulgadas).
Tabla 1:
A partir de las barras forjadas se prepararon muestras de prueba de tracción estándar y muestras de prueba estándar de acuerdo con la especificación estándar E399 de la ASTM para la prueba de crecimiento de grietas en permanencia. Las muestras fueron tratadas térmicamente como se indica en la tabla 2 a continuación:
Tabla 2:
Los resultados de las pruebas de tracción a temperatura ambiente se exponen en la tabla 3A a continuación, incluyendo el límite de elasticidad (YS, por sus siglas en inglés) con una desviación del 0,2%, la resistencia a la tracción final (UTS, por sus siglas en inglés) en MPa (ksi), el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA). Los resultados expuestos en la tabla 3A incluyen las pruebas realizadas después del tratamiento térmico y los realizados después de calentar las muestras a 704,4 °C (1300 °F) durante 1000 horas.
Tabla 3A
Los resultados de las pruebas adicionales de tracción a temperatura ambiente de las muestras de metal de colada G que fueron tratadas térmicamente con H2 se exponen en la tabla 3B a continuación, incluyendo el límite de elasticidad (YS) con una desviación del 0,2%, la resistencia a la tracción final (UTS) en MPa (ksi), el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA).
Tabla 3B
Los resultados de las pruebas de tracción a temperatura elevada se exponen en la tabla 4A a continuación, incluyendo el límite de elasticidad (YS) con una desviación del 0,2%, la resistencia a la tracción final (UTS) en MPa (ksi), el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA). En estas pruebas se ensayó un primer conjunto de muestras de tracción a una temperatura de 537,8°C (1000°F) y un segundo conjunto de muestras de tracción a una temperatura de 704,4 °C (1300 °F).
Tabla 4A
Los resultados de las pruebas adicionales de tracción a temperatura elevada de las muestras de metal de colada G que fueron tratadas térmicamente con H2 se exponen en la tabla 4B a continuación, incluyendo el límite de elasticidad (YS) con una desviación del 0,2%, la resistencia a la tracción final (UTS) en MPa (ksi), el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA).
Tabla 4B
Los resultados de las pruebas de rotura por tensión realizados a 732,2 °C (1350 °F) y una tensión aplicada de 551,6 MPa (80 ksi) se presentan en la tabla 5a a continuación, incluyendo el tiempo hasta la rotura (vida) en horas, el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA).
Tabla 5A
Los resultados de las pruebas adicionales de rotura por tensión de las muestras metal de colada G que fueron tratadas térmicamente con H2 se presentan en la tabla 5B, incluyendo el tiempo hasta la rotura (vida) en horas, el porcentaje de alargamiento (%El) y el porcentaje de reducción del área de la sección transversal (%RA).
Tabla 5B
Además de las pruebas de tracción y rotura por tensión, se probaron muestras seleccionadas de los metales de colada G y S para comprobar la resistencia al crecimiento de grietas en permanencia. Los resultados de las pruebas de resistencia al crecimiento de grietas se muestran en las figuras 1 a 3. La figura 1 incluye un gráfico de la línea definida por la ecuación da/dN = 1,2x10-10 x AK4-3 en comparación con los gráficos de los ejemplos que se probaron.
EJEMPLO II
Se realizaron pruebas adicionales para demostrar los beneficios del tratamiento térmico modificado según la presente invención. Las pruebas se realizaron con muestras de la aleación G27, cuya composición se indica en la tabla 1 anterior. El inicio del solvus de y' fue de 1007,2 °C (1845 °F) según se determinó por calorimetría diferencial de barrido con una tasa de calentamiento de 20 °C/min (36 °F/min). Las muestras fueron tratadas térmicamente utilizando varios tratamientos térmicos diferentes, incluyendo tratamientos de recocido simple y doble, como se muestra en la tabla 6 a continuación. Los tratamientos térmicos HT-1 a HT-6 incluyeron un único tratamiento de recocido a una temperatura superior a la temperatura de solvus. Los tratamientos térmicos HT-7 a HT-9 incluyeron un único tratamiento de recocido a una temperatura inferior a la temperatura de solvus. Los tratamientos térmicos HT-10 a HT-17 incluyeron un tratamiento de recocido doble consistente en un recocido supersolvus seguido de un recocido subsolvus. Todos los tratamientos térmicos incluyeron un tratamiento de envejecimiento estándar como el descrito anteriormente.
La tabla 6 muestra los resultados de las pruebas de tracción a temperatura elevada a 704,4 °C (1300 °F), incluyendo el límite elástico (Y.S.) y la resistencia a la tracción (U.T.S.) en MPa (ksi), el porcentaje de alargamiento (%El.) y el porcentaje de reducción de área (%R.A.) en las diversas muestras tratadas térmicamente. También se muestran en la tabla 6 los resultados de las pruebas de rotura por tensión, incluyendo la vida de rotura por tensión en horas a 732,2 °C (1350 °F) bajo una carga de 551,6 MPa (80 ksi) (TTF). Los valores indicados en la tabla 6 son el promedio de las mediciones realizadas en muestras duplicadas, excepto el HT-1. Se probó una sola muestra para e1HT-1.
Tabla 6:
Ninguno de los tratamientos térmicos en los que se utilizó una temperatura de recocido supersolvus cumplió el objetivo de ductilidad a la tracción para esta aleación. Los tratamientos HT-1 a HT-5 muestran variaciones en la temperatura de recocido y en el proceso de envejecimiento, pero no se logró una ductilidad a niveles aceptables. Un enfriamiento lento (SC, por sus siglas en inglés) desde la temperatura de recocido supersolvus a temperatura ambiente (HT-6) tampoco fue eficaz para proporcionar la ductilidad deseada. Los tratamientos térmicos de recocido subsolvus utilizados en Ht -7, HT-8 y HT-9 dieron lugar a una mejora de la ductilidad, pero el límite elástico disminuyó a menos de 827,4 MPa (120 ksi) y la vida de rotura por tensión no fue aceptable.
Una comparación de los resultados del HT-1 con los del HT-10 muestra que la adición de una segunda etapa de recocido por debajo de la temperatura de solvus dio lugar a un aumento significativo de la ductilidad. El porcentaje de alargamiento aumentó del 10,5% al 14,8% y el porcentaje de reducción del área aumentó del 12% al 18%. La ductilidad proporcionada después del HT-10 supera la ductilidad mínima aceptable proporcionada por una superaleación conocida. Aunque la resistencia a la tracción y la vida de rotura por tensión después del hT-10 son menores que después del HT-1, la vida de rotura por tensión proporcionada sigue superando la vida de rotura por tensión proporcionada por otra superaleación conocida.
Los resultados del HT-11 muestran que el doble recocido puede utilizarse con una temperatura de supersolvus más baja. Los resultados para el HT-12 y HT-14 demuestran que los tiempos prolongados a la segunda temperatura de recocido pueden dar lugar a una disminución del efecto beneficioso cuando se acerca a la temperatura de solvus. Los resultados del HT-13 muestran que llevar a cabo el segundo recocido a una temperatura más baja que la temperatura de solvus para el segundo recocido con un tiempo prolongado a la temperatura da lugar a un aumento adicional de la ductilidad, pero con una reducción concomitante de la resistencia. El uso de un enfriamiento en el horno de 55,6 °C/h (100 °F/h) después de la primera temperatura de recocido eliminó cualquier ganancia de ductilidad, como muestran los resultados del HT-15. Sin embargo, cuando se utilizó el mismo enfriamiento en el horno sólo después de la segunda temperatura de recocido, como en el HT-16, se obtuvo una ductilidad relativamente alta, aunque con una resistencia sustancialmente menor. Los resultados tras el HT-17 demuestran que el % de alargamiento puede aumentar significativamente cuando se utiliza un segundo recocido de 982,2 °C (1800 °F) en combinación con un primer recocido de 1010°C (1850 °F), en comparación con un único recocido de 1010 °C (1850 °F) (HT-3).
Los términos y expresiones que se emplean en esta descripción se utilizan como términos de descripción y no de limitación. El uso de dichos términos y expresiones no pretende excluir ningún equivalente de las características mostradas y descritas o partes de las mismas. Se reconoce que son posibles varias modificaciones dentro de la invención descrita y reivindicada en la presente.
Claims (20)
1. Una superaleación a base de níquel que proporciona una combinación de alta resistencia, buena resistencia a la fluencia, y buena resistencia a la propagación de la grieta, dicha aleación consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,0050 a 1
Cr 13 a 17
Fe 4 a 20
Mo 3 a 9
W hasta 8
Co hasta 12
Al 1 a 3
Ti 0,6 a 3
Nb hasta 5,5
B 0,001 a 0,015
Mg 0,0001 a 0,0050
Zr 0,001 a 0,08
Si hasta 0,7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales.
2. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 0,01% de carbono.
3. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 14% de cromo.
4. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 3,5% de molibdeno.
5. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 17% de hierro.
6. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 8% de cobalto.
7. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 1% de niobio.
8. La aleación de acuerdo con la reivindicación 1 que contiene al menos aproximadamente 1% de titanio.
9. Una superaleación a base de níquel de acuerdo con la reivindicación 1 que consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,01 a 0,05
Cr 14 a 16
Fe 8 a 17
Mo 3.5 a 8
W hasta 4
Co hasta 8
Al 1.5 a 2,5
Ti 1 a 2,5
Nb 1 a 5
B 0,003 a 0,010
Mg 0,0001 a 0,0020
Zr 0,015 a 0,06
Si hasta 0.7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales.
10. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 0,02% de carbono.
11. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 14,5% de cromo.
12. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 3,8% de molibdeno.
13. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 16% de hierro.
14. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 5% de cobalto.
15. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 2% de niobio.
16. La aleación de acuerdo con la reivindicación 9 que contiene al menos aproximadamente 1,5% de titanio.
17. Una superaleación a base de níquel de acuerdo con la reivindicación 1 que consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,02 a 0,04
Cr 14,5 a 15,5
Fe 9 a 16
Mo 3,8 a 4,5
W hasta 3
Co hasta 5
Al 1,8 a 2,2
Ti 1,5 a 2,1
Nb 2 a 4,5
B 0,004 a 0,008
Mg 0,0001 a 0,0016
Zr 0,02 a 0,04
Si hasta 0,7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales.
18. Un artículo de fabricación que tiene una combinación de alta resistencia, buena resistencia a la fluencia, y buena resistencia a la propagación de la grieta, estando dicho artículo hecho de una superaleación a base de níquel que consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,005 a 0,06
Cr 13 a 17
Fe 4 a 20
Mo 3 a 9
W hasta 8
Co hasta 12
Al 1 a 3
Ti 0,6 a 3
Nb hasta 5,5
B 0,001 a 0,012
Mg 0,0001 a 0,0020
Zr 0,01 a 0,08
Si hasta 0,7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales, en donde dicha aleación se caracteriza por tener una temperatura de solvus y cuando el artículo se recoce a una temperatura superior a la temperatura de solvus y el %Mo+%W es superior al 7%, la aleación contiene menos del 9% de cobalto.
19. Un artículo de fabricación de acuerdo con la reivindicación 18, en donde dicho artículo está hecho de una superaleación a base de níquel que consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,01 a 0,05
Cr 14 a 16
Fe 8 a 17
Mo 3,5 a 8
W hasta 4
Co hasta 8
Al 1,5 a 2,5
Ti 1 a 2,5
Nb 1 a 5
B 0,003 a 0,010
Mg 0,0001 a 0,0020
Zr 0,015 a 0,06
Si hasta 0,7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales, en donde la aleación tiene una temperatura de solvus de y' no superior a 1015,6 °C (1860 °F) y cuando el artículo se recoce a una temperatura superior a la temperatura de solvus y el %Mo+%W es superior al 7%, la aleación contiene menos del 9% de cobalto.
20. Un artículo de fabricación de acuerdo con la reivindicación 18, en donde dicho artículo está hecho de una superaleación a base de níquel que consiste esencialmente de, en porcentaje en peso:
C 0,01 a 0,05
Cr 14 a 6
Fe 8 a 17
Mo 3.5 a 8
W hasta 4
Co hasta 8
Al 1.5 a 2.5
Ti 1 a 2.5
Nb 1 a 5
B 0,003 a 0,010
Mg 0,0001 a 0,0020
Zr 0,015 a 0,06
Si hasta 0.7
P hasta 0,05
y el resto es níquel e impurezas habituales, en donde la aleación tiene una temperatura de solvus de y' no superior a 1026,7 °C (1880 °F) y cuando el artículo se recoce a una temperatura inferior a la temperatura de solvus, la aleación contiene no más de aproximadamente 1% de tungsteno, y cuando el %Mo+%W es superior al 7%, la aleación contiene menos del 9% de cobalto.
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