ES2995028T3 - Method for producing a nickel-cobalt alloy powder - Google Patents

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ES2995028T3 ES20739847T ES20739847T ES2995028T3 ES 2995028 T3 ES2995028 T3 ES 2995028T3 ES 20739847 T ES20739847 T ES 20739847T ES 20739847 T ES20739847 T ES 20739847T ES 2995028 T3 ES2995028 T3 ES 2995028T3
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Bodo Gehrmann
Tatiana Hentrich
Christina Schmidt
Katrin Brunnert
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VDM Metals International GmbH
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Abstract

La invención se refiere a una aleación de níquel-cobalto para polvos, cuyos contenidos (en % en peso) se definen como sigue: C > 0 - máx. 0,1%, S máx. 0,015%, Cr 13-23%, Ni restante (> 30%), Mn máx. 1,0%, Si máx. 1,0%, Mo 1-6%, Ti > 0-3%, Nb+Ta 3-8%, Cu máx. 0,5%, Fe > 0 - máx. 10%, Al > 0 - < 4,0%, V a 4%, Zr > 0 - máx. 0,1%, Co > 12 - < 35%, W a 4%, Hf a 3,0%, O máx. 0,1%, N > 0 - máx. 0,1%, Mg > 0 - máx. 0,01%, B > 0 - máx. 0,02%, P > 0 - máx. 0,03%, Ar 0 - máx. 0,08%, Se máx. 0,0005%, Bi máx. 0,00005%, Pb máx. 0,002%. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Procedimiento para la producción de un polvo de una aleación de níquel-cobalto
La invención se refiere a un procedimiento para la producción de un polvo a partir de una aleación de níquel-cobalto y su modificación para aumentar las propiedades a altas temperaturas, como resistencia y estabilidad a la oxidación a temperaturas de aplicación más altas y, al mismo tiempo, buena procesabilidad.
Las aleaciones de níquel y níquel-cobalto alloy 718, Waspaloy, Udimet 720, alloy 939, alloy 738LC se utilizan ampliamente debido a su excelente resistencia mecánica (gracias a la solidificación de cristales mixtos y al endurecimiento por precipitación) en combinación con la estabilidad a la oxidación y la corrosión a través de la capa de óxido de Cr a mayores temperaturas de hasta aproximadamente 900 °C (dependiendo del material). Estas aleaciones se desarrollaron y se optimizaron continuamente para su procesamiento mediante fundición y forjado o simplemente fusión y las condiciones de solidificación presentes en la misma.
El efecto de endurecimiento por precipitación predominante en aleaciones de níquel y níquel-cobalto se basa en la fase y' (fase gamma') con estequiometría nominal Ni3Al y la estructura reticular L1<2>, que no necesita ubicaciones preferentes debido al ligero desajuste y se elimina de forma homogénea en los granos. A través de una variedad de posibilidades de sustitución, los átomos de Ni y Al en los materiales con correspondientes contenidos de aleación pueden ser reemplazados por Co, Ti, Ta y Nb. Con el aumento del contenido de Al, Ti, Ta, Nb, etc., la temperatura de solvus y la fracción volumétrica de la fase y' aumentan, también la cinética de precipitación aumenta normalmente, de modo que en aleaciones con un alto contenido en y' (gamma'), como la aleación 939 o 738LC, la precipitación de la fase y' es inevitable incluso en el caso de enfriamiento rápido.
En los procedimientos de fabricación generativos, no sólo la composición química de la aleación sino también la cinética de precipitación de la fase y' juegan un papel importante, ya que existe el riesgo de formación de grietas durante el procesamiento debido a los efectos de eliminación y tensiones adicionales causadas por la precipitación de la fase y'. Esto dificulta generalmente la soldadura de aleaciones de níquel y níquel-cobalto que contienen y'.
Los elementos altamente segregantes como B, Zr, Ti y Mn reducen la soldabilidad de las aleaciones de níquel y níquelcobalto. B y Zr se utilizan para la mejora de las propiedades a altas temperaturas. Para la desoxidación de la masa fundida se utilizan Ti y Mn. Además, la capacidad de procesamiento de los procedimientos de fabricación aditiva se deteriora por elementos menores como S, O, N, P y Pb.
El documento DE 10 2015 016 729 A1 divulga un procedimiento para la fabricación de productos semiacabados metálicos a partir de una aleación con más de 50 % de níquel, que incluye las siguientes etapas de procedimiento:
- se genera un electrodo por VIM,
- se somete el electrodo a un tratamiento térmico en un horno para la reducción de tensiones y sobreenvejecimiento en el intervalo de temperatura entre 400 y 1250 °C durante un período de 10 a 336 horas,
- se enfría el electrodo al aire o en el horno, según las dimensiones, en especial según el diámetro, hasta una temperatura entre temperatura ambiente y menos de 1250 °C, en especial menos de 900 °C,
- se refunde el electrodo enfriado para dar un bloque VAR mediante VAR con una tasa de refundición de 3,0 a 10 kg/minuto,
- se trata térmicamente el bloque VAR en un horno en un intervalo de temperatura entre 400 y 1250°C durante un período de 10 a 336 horas,
- se enfría el bloque VAR al aire o en el horno, según las dimensiones, en especial según el diámetro, hasta una temperatura entre temperatura ambiente y menos de 1250 °C, en especial menos de 900 °C,
- se refunde el bloque VAR con una tasa de refundición de 3,0 a 10 kg/minuto,
- se somete el bloque VAR refundido a un tratamiento térmico en el intervalo de temperatura entre 400 y 1250°C durante un período de 10 a 336 horas,
- a continuación se lleva el bloque VAR a la forma de producto y las dimensiones deseadas mediante conformado en caliente y/o en frío.
El documento EP 2949768 A1 divulga la composición adaptada de la aleación Alloy 738LC con una fracción volumétrica y' entre 60 y 70 % para la producción de componentes casi exentos de grietas mediante reducción de elementos altamente segregantes. Para ello se utilizan las siguientes fórmulas: C/B=10-32, C/Hf>2, C/Zr>8, C/Si>1.
El documento CA 2704874 A1 divulga una aleación a base de níquel y componentes formados a partir de ella con el ejemplo "Componente producido mediante pulvimetalurgia para la aplicación en la turbina de gas", que se caracteriza por una vida útil mejorada a alta temperatura que incluye comportamiento de fluencia y crecimiento de grietas por fluencia, constituida por (en % en peso) Co 16,0-30,0 %, Cr 11,5-15,0 %, Ta 4,0-6,0 %, AI 2,0-4,0 %, Ti 1,5-6,0 %, W hasta 5,0 %, Mo 1,0-7,0 %, Nb hasta 3,5 %, Hf hasta 1,0 %, C 0,02-0,20 %, B 0,01-0,05 %, Zr 0,02-0,10 % resto Ni, en este caso, relación Ti:Al entre 0,5 y 2,0.
El documento CA 1253363 divulga una aleación a base de níquel con la fracción volumétrica<y>' entre 42 % y 48 %, constituida por (en % en peso) Co 10,0-14,0 %, Cr 14,0-18,0 %, T a hasta 3,0 %, Al 2,0-3,0 %, Ti 2,0-3,0 %, W 3,0-5,0 %, Mo 3,0-5,0 %, Nb 2,0-3,0 %, Hf hasta 50 ppm, C hasta 0,1 %, B 0,01-0,05 %, Zr 0,02-0,08 %, S hasta 50 ppm, Mg hasta 50 ppm, resto Ni.
El documento US 2008/0166258 A1 divulga una aleación a base de níquel para la producción de resortes de alambre estables al calor, constituida por (en % en peso) Co 5,0-18,0 %, Cr 13,0-25,0 %, Al 0,1-3,0 %, Ti 0,5-4,0 %, W 0,15 2,5 %, Mo 1,5-7,0 %, Nb 0,3-6,0 %, Cu 0,03-2,0 %, Fe hasta 5,0 %, C hasta 0,1 %, P hasta 0,01 %, B 0,001-0,02 %, Zr 0,01 -0,3 %, S hasta 0,01 %, N hasta 0,1 %, Mn hasta 1,5 %, Si hasta 1,0 %, Mg hasta 0,05 %, Ca hasta 0,05 %, O hasta 0,1 %, H hasta 0,05 % resto Ni.
El documento CA 2874304 C divulga una aleación a base de níquel con resistencia a la fluencia mejorada y estabilidad al agrietamiento por recalentamiento, constituida por (en % en peso) Co 5,0-25,0 %, Cr 15,0-28,0 %, Ta hasta 8,0 %, Al 0,2-2,0 %, Ti 0,2-3,0 %, W hasta 15,0 %, Mo 3,0-15,0 %, Nb hasta 3,0 %, Fe hasta 15,0 %, Re hasta 8,0 %, C 0,001 -0,15 %, Hf hasta 1,0 %, B 0,0005-0,01 %, Zr hasta 2,0 %, Y hasta 0,5 %, La hasta 0,5 %, Ce hasta 0,5 %, Nd hasta 0,5 %, S hasta 0,01 %, N hasta 0,03 %, Mn 0,01-3,0 %, Si 0,01-2,0 %, Mg hasta 0,05 %, Ca hasta 0,05 %, resto Ni.
El documento GB 813948 A divulga una aleación sinterizada a base de níquel constituida por ( % en peso) Co hasta 55,0 %, Cr 4,0-30,0 %, Al 0,3-8,0 %, Ti 0,5-8,0 %, W hasta 5,0 %, Mo hasta 20,0 %, Nb hasta 5,0 %, Fe hasta 40,0 %, C 0,01-0,5 %, B 0,01-0,8 %, Zr hasta 0,5 %, resto Ni.
Los documentos DE 2108978 A y DE 2108973 A describen un procedimiento para la producción de superaleaciones atomizando masa fundida metálica mediante un haz de argón; las gotitas formadas se enfrían rápidamente mediante una gran reserva de agua que se encuentra en el fondo. Después del proceso de atomización, el polvo se lava varias veces con acetona, después se seca y se fracciona en un tamiz de malla 80, a continuación se forja con martillo a altas temperaturas.
El documento WO 2014/124626 A1 divulga una aleación de NiCo para uso en motores de aviones. La aleación presenta la siguiente composición (en % en peso): Ni 30,0-65,0 %, Fe hasta 10,0 %, Co 12,0-35,0 %, Cr 13,0-23,0 %, Mo 1,0-6,0 %, W hasta 4,0 %, Nb Ta 4,0-6,0 %, AI hasta 3,0 %, Mn hasta 1,0 %, Ti 2,0 %, Si hasta 1,0 %, C hasta 0,1 %, P hasta 0,03 %, Mg hasta 0,01 %, hasta 0,02 %, Zr hasta 0,1 %. Esta aleación, también denominada alloy 780, presenta una excelente resistencia a altas temperaturas de hasta 750 °C, estabilidad a la oxidación, así como conformabilidad y soldabilidad. La buena conformabilidad, así como soldabilidad de VDM Alloy 780 se basa, entre otras cosas, en un desajuste relativamente grande (0,48 % en comparación con - de 0,04 % a 0,34 % Udimet 720 y otras aleaciones de alto contenido en y') (R. A. Ricks, A. J. Porter, R. C. Ecob, Acta Metall., 31,43-53 (1983).).
Por el documento EP 2314725 A1 se ha dado a conocer un procedimiento para la producción de un lingote de VAR, en donde el procedimiento comprende lo siguiente:
- verter una aleación que es una superaleación a base de níquel en un molde de fusión
- recocer y sobreendurecer la aleación mediante calentamiento de la aleación a al menos 649 °C durante al menos 10 horas
- refundir por electroescoria la aleación con una tasa de fusión de al menos 3,63 kg/min
- transferir en caliente de la aleación a un horno de calentamiento
- mantener la aleación en el horno de calentamiento a una primera temperatura de 316-982°C durante al menos 10 horas
- aumentar la temperatura del horno desde la primera temperatura hasta una segunda temperatura de al menos 1163°C de manera que se supriman las tensiones térmicas en la aleación
- mantener la segunda temperatura durante al menos 10 horas
- refundir por arco eléctrico en vacío de un electrodo VAR la aleación con una tasa de fusión de 3,63 a 5 kg/min para proporcionar el lingote VAR.
La invención se basa en la tarea de proporcionar un polvo para la fabricación generativa de componentes basados en VDM Alloy 780, así como su modificación para aumentar las propiedades a altas temperaturas como resistencia, estabilidad a la oxidación a temperaturas de aplicación más altas con procesabilidad simultáneamente buena para procedimientos de fabricación generativos (producción de componentes sin grietas) y su producción de alta calidad y económica. En este caso, no solo son importantes los requisitos especiales de distribución del tamaño de partícula, forma de partícula y fluidez de polvo, sino también ajustar a medida las combinaciones óptimas de elementos de aleación para que las modificaciones de la aleación se adapten a los requisitos del componente final o la procesabilidad.
Esta tarea se resuelve mediante un procedimiento para la producción de un polvo a partir de una aleación de níquelcobalto, definiéndose los contenidos (en % en peso) como sigue:
C > 0 - máx. 0,1 %
S máx. 0,015 %
Cr 13 - 23 %
Ni Resto (>30 %)
Mn máx. 1,0 %
Si máx. 1,0 %
Mo 1 -6 %
Ti > 0-3,0 %
Nb+Ta 3-8 %
Cu máx. 0,5 %
Fe > 0 - máx. 10 %
Al > 0 - < 4,0 %
V hasta 4 %
Zr > 0 - máx. 0,1 %
Co >12 - < 35 %
W hasta 4 %
Hf hasta 3,0 %
O máx. 0,1 %
N > 0 - máx. 0,1 %
Mg > 0 - máx. 0,01 %
B > 0 - máx. 0,02 %
P > 0 - máx. 0,03 %
Ar 0 - máx. 0,08 %
Se máx. 0,0005 %
Bi máx. 0,00005 %
Pb máx. 0,002 %
- fundiéndose una aleación en un horno VIM,
- manteniéndose la masa fundida líquida durante 5 minutos a 2 horas, en especial 20 minutos a 2 horas, para la homogeneización,
- ajustándose una instalación de atomización cerrada con un gas suministrado a un punto de rocío de -10°C a -120°C,
- insuflándose la masa fundida a través de una boquilla en una corriente de gas con un caudal de gas de 2 m3/min a 150 m3/min
- recogiéndose las partículas de polvo solidificadas en un recipiente hermético a gases, en donde
- las partículas tienen un tamaño de partícula de 5 pm a 250 pm,
- las partículas de polvo son esféricas,
- el polvo tiene inclusiones de gas de 0,0 a 4 % del área de poros (poros > 1 pm) en proporción con el área total de los objetos evaluados,
- el polvo tiene una densidad aparente de 2 hasta la densidad de la aleación de aproximadamente 8 g/cm3,
- el polvo se envasa herméticamente bajo una atmósfera de gas protector con argón.
Ventajosamente, los siguientes elementos se pueden ajustar como sigue (datos ei
C máx. 0,05 %
S máx. 0,010 %
Cr 16-22 %
Mn máx. 0,6 %
Si máx. 0,4 %
Mo 2-6 %
Fe >0-5 %
Ti 0,0005-2,0 %, especialmente hasta < 1
Al 1,6-3,5 %
Co 15-27 %
Ni resto (>30)
A continuación se presenta un ejemplo de un polvo elaborado a partir de una al
Alloy 780 (datos en % en peso):
Ni 30-65 %
Fe > 0 - máx. 5 %
Co >15 - < 27 %
Cr 16-22 %
Mo 2-6 %
W hasta 4 %
Hf hasta 2,5 %
Nb Ta 5-7,5 %
Al 1,6-3,5 %
Mn máx. 0,6 %
Ti 0,0005-2,0 %, especialmente < 1,0 %
Si 0,0005-0,4 %
C > 0 - máx. 0,05 %
P > 0 - máx. 0,025 %
N > 0 - máx. 0,1 %
Mg > 0 - máx. 0,008 %
B > 0 - máx. 0,02 %
Ar máx. 0,05 %
Zr > 0 - máx. 0,1 %
Deben cumplirse las siguientes relaciones:
Mo W > 2,5
0,0005 < B Zr P < 0,15
S Se Bi Pb < 0,1
900°C < solvus y’ < 11302C
20 % < fracción volumétrica de y’ < 45 % en estado recocido por precipitación
En la Tabla 1 se citan las aleaciones de referencia convencionales como estado de la técnica, que pueden reemplazarse mediante adaptación y modificación según la invención de la composición química de VDM Alloy 780 en la aplicación en procedimientos de fabricación generativos a través de mejores propiedades a alta temperatura y/o procesabilidad. En este caso, se presta especial atención al contenido en volumen de y’, ya que juega un papel importante en la resistencia a altas temperaturas. Además, es necesaria una subdivisión adicional en el intervalo de altas temperaturas (grupos n° 2 y 3, así como 4 y 5). A este respecto, dependiendo del uso del componente, es útil un diseño de la estructura ya sea en el intervalo de resistencia a la fluencia o de la resistencia al cambio de carga. Esto se consigue mediante la estabilidad de la fase delta. La fase delta precipita en los límites de grano, los inmoviliza y ralentiza claramente la propagación de grietas.
Tabla 1. Agrupación de aleaciones
El contenido en oxígeno debe ser menor o igual a 0,100 % para garantizar la capacidad de fabricación y utilización de la aleación. Si el contenido de oxígeno es demasiado bajo, los costes aumentarán. Por tanto, el contenido de oxígeno es > 0,00001 %. Son concebibles las siguientes restricciones sobre el contenido de oxígeno:
- 0,00001-0,1
- 0,00002-0,1
- 0,00005-0,1
- 0,00008-0,1
- 0,0001-0,1
- 0,0002-0,1
- 0,0005-0,1
- 0,0008-0,1
- 0,001-0,1
- 0,002-0,1
- 0,005-0,1
- 0,008-0,1
- 0,010-0,1
- 0,00001-0,10
- 0,00001-0,08
- 0,00001-0,05
- 0,00001-0,03
- 0,00001-0,02
El nitrógeno debe ser menor o igual a 0,100 % para garantizar la capacidad de fabricación y utilización de la aleación. Un contenido demasiado alto de nitrógeno conduce a la formación de nitruros, que afectan negativamente a las propiedades de la aleación. Un contenido de nitrógeno demasiado bajo aumenta los costes. Por tanto, el contenido de nitrógeno es > 0,00001 %. Son concebibles las siguientes restricciones sobre el contenido de nitrógeno:
- 0,00001-0,1
- 0,00002-0,1
- 0,00005-0,1
- 0,00008-0,1
- 0,0001-0,1
- 0,0002-0,1
- 0,0005-0,1
- 0,0008-0,1
- 0,001-0,1
- 0,002-0,1
- 0,005-0,1
- 0,008-0,1
- 0,010-0,1
- 0,00001-0,10
- 0,00001-0,08
- 0,00001-0,05
- 0,00001-0,03
- 0,00001-0,02
Tanto en el polvo como en los componentes fabricados (muestras impresas en 3D), los tamaños de partícula tanto de nitruros como de carburos y/o carbonitruros son muy pequeños (aproximadamente <8 pm). En algunos casos, es posible que las partículas citadas anteriormente no estén presentes o que solo se vuelvan visibles después del tratamiento térmico. Los tamaños de partícula pequeños de precipitados que contienen N tienen un efecto positivo sobre propiedades a alta temperatura, ya que los precipitados que contienen N actúan como puntos de iniciación de grietas en aleaciones producidas convencionalmente.
El contenido en argón debe ser inferior o igual a 0,08 % para garantizar la productibilidad y la utilizabilidad de la aleación. El argón no se puede disolver en la matriz y, por lo que puede influir negativamente en las propiedades mecánicas del componente, ya que las inclusiones de argón pueden actuar como punto de iniciación de grietas. Si el contenido en argón demasiado bajo aumenta los costes. Por tanto, el contenido de argón es > 0,0000001 % (> 1 ppb). Son concebibles las siguientes limitaciones del contenido en argón, en donde están incluidos contenidos en argón tanto de la producción de polvo como de la producción de componentes:
- 0,0000001-0,05
- 0,0000002-0,05
- 0,0000001-0,005
- 0,0000001-0,002
- 0,0000001-0,001
La aleación de Hf en caso necesario hasta un máximo de 3,0 % puede tener un efecto positivo en la solidificación de la fase y'. Además, se puede utilizar la aleación de Hf para evitar la formación de grietas durante el proceso de solidificación.
En el caso de requisitos elevados en propiedades mecánicas a temperaturas más altas, el contenido en V puede aumentarse en caso necesario. En este caso, V tiende a concentrarse en los límites de grano y tiene una influencia positiva sobre las propiedades mecánicas a temperaturas más altas.
El procedimiento según la invención para la producción de un polvo descrito anteriormente a partir de una aleación de níquel-cobalto se presenta a continuación
- fundiéndose una aleación en un horno VIM,
- manteniéndose la masa fundida líquida durante 5 minutos a 2 horas, en especial 20 minutos a 2 horas, para la homogeneización,
- ajustándose un sistema de atomización cerrado con un gas suministrado a un punto de rocío de -10°C a -120°C, - insuflándose la masa fundida a través de una boquilla en una corriente de gas con un caudal de gas de 2 m3/min hasta 150 m3/min
- recogiéndose las partículas de polvo solidificadas en un recipiente hermético a gases, en donde
- las partículas tienen un tamaño de partícula de 5 gm a 250 gm,
- las partículas de polvo son esféricas,
- el polvo tiene inclusiones de gas de 0,0 a 4 % del área de poros (poros > 1 gm) en proporción con el área total de los objetos evaluados,
- el polvo tiene una densidad aparente de 2 hasta la densidad de la aleación de aproximadamente 8 g/cm3, - el polvo se envasa herméticamente bajo una atmósfera de gas protector con argón.
Se pueden encontrar perfeccionamientos ventajosos del procedimiento según la invención en las reivindicaciones subordinadas según el procedimiento.
Son concebibles los siguientes pasos de fabricación iniciales:
- se produce un bloque de aleación maestra con análisis químico definido mediante fusión en el horno VIM, VIM/ESU, VIM/ESU/VAR, VIM/VAR, VOD o VLF con, en caso necesario, refundición posterior en ESU y/o VAR según requisitos de pureza del material,
- el bloque de aleación principal se separa en piezas pequeñas mediante serrado,
- las piezas de la aleación maestra se funden en un horno VIM, o
- los elementos de aleación de peso definido se funden en un horno VIM correspondientemente al análisis químico, - la combinación entre material de aleación maestra, desechos relacionados con el proceso (incluidos desechos de clientes, como polvos reciclados, así como estructuras de soporte o componentes defectuosos), así como nuevos elementos de aleación en proporción de 0 a 100 %. En cada caso se considera la proporción exacta, considerando aspectos cualitativos, económicos y ecológicos. Puede ser ventajoso que el bloque de aleación maestra se someta a un procesamiento de la superficie (por ejemplo mediante cepillado, esmerilado, decapado, corte, pelado, etc.) antes del corte. Aquí se pueden eliminar errores que no pueden eliminarse mediante la refundición adicional y que pueden ser perjudiciales para aplicaciones posteriores. Además, el uso de posibles aleaciones maestras conlleva el cumplimiento de los más altos requisitos de calidad en la pureza química del polvo, que sólo pueden garantizarse mediante procesos previos de refundición,
- la masa fundida líquida se mantiene durante 5 minutos a 2 horas, en particular 20 minutos a 2 horas para la homogeneización,
- se ajusta una instalación de atomización cerrada con gas argón a un punto de rocío de -10°C a -120°C, preferiblemente en el intervalo de -30°C a -100°C,
- la masa fundida se insufla a través de una boquilla hacia una corriente de gas argón con un caudal de gas de 2 m3/mina 150 m3/min,
- las partículas de polvo solidificadas se recogen en un recipiente hermético a gases,
- las partículas tienen un tamaño de partícula de 5 gm a 250 gm, situándose los intervalos preferidos entre 5 y 150 gm, o bien 10 y 150 gm,
- las partículas del polvo son esféricas,
- el polvo presenta inclusiones de gas de 0,0 a 4 % de área de poros (poros > 1 gm) en proporción con el área total de los objetos evaluados, situándose los intervalos preferidos en 0,0 a 2 %. La cantidad de inclusiones de gas en el polvo posibilita una baja porosidad residual de las partes producidas,
- el polvo tiene una densidad aparente de 2 hasta la densidad de la aleación de aproximadamente 8 g/cm3, situándose los intervalos preferidos en valores de 4 a 5 g/cm3,
- el polvo se envasa herméticamente bajo una atmósfera de gas protector con argón.
El polvo se produce preferentemente en una instalación de atomización con gas inerte al vacío (VIGA). En esta instalación, la aleación se funde en un horno de fusión por inducción al vacío (VIM), se dirige a un embudo de fusión, que conduce a una boquilla de gas en la que el metal fundido se atomiza para dar partículas metálicas bajo presión elevada de 5 a 100 bar con gas inerte. La masa fundida se calienta en el crisol a 5 hasta 400 °C por encima del punto de fusión. El caudal de metal durante la atomización se sitúa en 0,5 a 80 kg/min y el caudal de gas se sitúa en 2 a 150 m3/min. Debido al rápido enfriamiento, las partículas de metal se solidifican en forma esférica (partículas esféricas). El gas inerte utilizado durante la atomización puede contener entre 0,01 y 100 % de nitrógeno, en caso necesario. Después se separa la fase gaseosa del polvo en un ciclón y a continuación se envasa el polvo.
Alternativamente, el polvo se puede producir mediante el denominado procedimiento EIGA en lugar de VIGA. En este caso, un bloque de aleación prefabricado en forma de un electrodo giratorio se funde sin contacto mediante una bobina de inducción. La masa fundida gotea desde el electrodo directamente en la corriente de gas de una boquilla de gas.
El bloque de aleación para EIGA puede producirse a su vez mediante los procedimientos de fusión VIM, ESU, VAR, VOD, o bien VLF y sus combinaciones y someterse opcionalmente a procesos de conformado en caliente, como forjado y laminado. Es ventajosa una limpieza de la superficie del bloque mediante un tratamiento como esmerilado o/y pelado antes de uso en el procedimiento EIGA.
El gas inerte en la producción de polvo puede ser opcionalmente argón, o bien una mezcla de argón con 0,01 a 100 % de nitrógeno. Las posibles limitaciones del contenido en nitrógeno pueden ser:
0,01 a 80 %
0,01 a 50 %
0,01 a 30 %
0,01 a 20 %
0,01 a 10 %
0,01 a 10 %
0,1 a 5 %
0,5 a 10 %
1 a 5 %
2 a 3 %
Alternativamente, se puede utilizar helio como gas inerte.
Preferentemente, el gas inerte puede tener una pureza de al menos 99,996 % en volumen. En especial, el contenido en nitrógeno debe ser de 0,0 a 10 ppmv, el contenido de oxígeno debe ser de 0,0 a 4 ppmv y tener un contenido en H2O de < 5 ppmv.
En especial, el gas inerte puede tener preferentemente una pureza de al menos 99,999 % en volumen. En particular, el contenido en nitrógeno debe ser de 0,0 a 5 ppmv, el contenido de oxígeno debe ser de 0,0 a 2 ppmv y tener un contenido en H2O de < 3 ppmv. El punto de rocío en la instalación se sitúa en el intervalo de -10 a -120°C. Preferiblemente se sitúa en el intervalo de -30 a -100°C.
La presión durante la atomización de polvo puede situarse preferentemente en 10 a 80 bares.
Las piezas estructurales y componentes, o bien capas de piezas estructurales y componentes producidos mediante fabricación aditiva se construyen a partir de espesores de capa de 5 a 500 gm y, directamente después de la producción, tienen una estructura texturizada con granos estirados en el sentido de construcción de un tamaño de grano medio de 0,5 gm a 2000 gm. El intervalo preferido se sitúa entre 5 gm y 500 gm. Además, en caso necesario, el polvo descrito anteriormente se puede utilizar para la producción de piezas estructurales mediante prensado isostático en caliente (HIP) o procedimientos convencionales de sinterización y extrusión. Además es posible la combinación de procedimientos de fabricación aditiva y subsiguiente tratamiento HIP. En este caso, es posible aplicar los pasos de reprocesamiento para piezas estructurales HIP descritos a continuación.
Las piezas estructurales y componentes, o bien capas de piezas estructurales y componentes producidos mediante fabricación aditiva pueden someterse opcionalmente a un recocido de homogeneización, baja tensión, disolución y/o precipitación. En caso dado, los tratamientos térmicos pueden realizarse bajo gas protector, como por ejemplo argón o hidrógeno, seguido de un enfriamiento en el horno, en caso dado bajo gas protector, al aire, en la atmósfera de recocido en baño de agua agitado.
En caso necesario, las piezas estructurales se recuecen a temperaturas entre 300 °C y 600 °C durante 0,5 h a 10 h y entre 1000 °C y 1250 °C durante 1 h a 300 h bajo aire o gas protector para la homogeneización o para el alivio de tensión. A continuación, en caso necesario, las piezas estructurales se recuecen en disolución o con baja tensión a temperaturas entre 850 °C y 1.250 °C durante 0,5 h a 30 h bajo aire o gas inerte. El recocido por precipitación puede efectuarse en caso necesario en una o dos etapas y a temperaturas entre 600°C y 850°C durante 1 hora a 30 horas bajo aire o gas inerte.
A continuación, las superficies se pueden limpiar o procesar mediante decapado, granallado, esmerilado, torneado, pelado y fresado. Un procesamiento de este tipo puede tener lugar opcionalmente de manera parcial o completamente antes del recocido.
Las piezas estructurales y componentes, o bien capas de piezas estructurales y componentes producidos mediante fabricación aditiva tienen un tamaño de grano medio de 2 gm a 2000 gm después de un recocido. El intervalo preferido se sitúa entre 20 gm y 500 gm.
El polvo fabricado según este procedimiento, así como los componentes fabricados a partir de este polvo (muestras impresas en 3D) están exentos de nitruros, así como de carburos y/o carbonitruración. No obstante, si están presentes nitruros y carburos, estos tienen un tamaño de partícula en diámetro de < 100 nm, en especial < 50 nm.
Después de un tratamiento térmico de los componentes fabricados a partir de este polvo (muestras impresas en 3D) para homogeneización, recocido por difusión por encima de 900 °C, especialmente por encima de 1000 °C, idealmente por encima de 1100 °C durante más de 1 hora, pueden aparecer nitruros, así como carburos y/o carbonitruros en los componentes fabricados (muestras impresas en 3D). Éstos tienen un tamaño de partícula en diámetro de <8 gm, o bien <5 gm, idealmente <1 gm, en especial <500 nm.
Las piezas estructurales y componentes, o bien capas sobre piezas estructurales y componentes producidas mediante fabricación aditiva a partir del polvo generado según la invención deben usarse preferiblemente en áreas en las que el material también se usa como aleación forjada o fundida con análisis relacionado. El término "fabricación aditiva/generativa" se puede subdividir en prototipado rápido, mecanizado rápido, fabricación rápida o similares según nivel de aplicación.
Aquí se diferencian en general:
impresión 3D con polvos,
sinterización por láser selectiva,
fusión por láser selectiva,
fusión por haz de electrones
soldadura por deposición láser
soldadura por haz de electrones selectiva o similares.
Las abreviaturas utilizadas aquí se definen de la siguiente manera:
VIM Fusión por inducción en vacío
VIGA Instalación de atomización de gas inerte en vacío (fusión por inducción en vacío y atomización de gas inerte) VAR Refundición por arco en vacío
VOD Descaburización de oxígeno en vacío
VLF Horno de cuchara en vacío
EIGA Atomización de gas de fusión por inducción de electrodos
El intervalo de dispersión para el tamaño de partícula del polvo se sitúa entre 5 y 250 gm, en donde los intervalos preferidos se sitúan entre 5 y 150 gm, o bien 10 y 150 gm.
El polvo tiene inclusiones de gas de 0,0 a 4 % de área de poros (poros > 1 gm) en proporción con el área total de los objetos evaluados, en donde los intervalos preferidos se sitúan en
0,0 a 2 %
0,0 a 0,5 %
0,0 a 0,2 %
0,0 a 0,1 %
0,0 a 0,05 %
El polvo tiene una densidad aparente de 2 hasta la densidad de la aleación de aproximadamente 8 g/cm3, en donde los intervalos preferidos se pueden situar en los siguientes valores:
4-5 g/cm3
2-8 g/cm3
2- 7 g/cm3
3- 6 g/cm3
La cantidad de inclusiones de gas en el polvo posibilita una baja porosidad residual de las partes producidas.
En comparación con el estado de la técnica, se prescinde del procedimiento de centrifugación, de este modo se optimiza el tiempo de funcionamiento de la instalación. Los posteriores procesos de refinado optimizan la calidad del polvo para la fabricación aditiva. Además, se realiza la optimización de la composición de la aleación VDM Alloy 780 para la aplicación en procedimientos de fabricación generativos, así como la optimización de la composición para la aplicación a temperaturas más altas con procesabilidad constante.
En la Tabla 2 se indican composiciones químicas del polvo producido con el procedimiento según la invención (datos en % en peso).
Se obtienen polvos con un tamaño de partícula de 5 gm a 250 gm.
Un tamaño de partícula demasiado pequeño, inferior a 5 gm, empeora el comportamiento de flujo y, por tanto, debe evitarse, un tamaño de partícula demasiado grande, superior a 250 gm, empeora el comportamiento en la fabricación aditiva.
Una densidad aparente demasiado baja de 2 g/cm2 empeora el comportamiento en la fabricación aditiva. La mayor densidad aparente posible de aproximadamente 8 g/cm3 viene dada por la densidad de la aleación.
Los polvos fabricados según este procedimiento se pueden utilizar en la fabricación aditiva para la construcción de componentes que tengan las propiedades de las aleaciones base (VDM Alloy 780 y su modificación a alta temperatura). VDM Alloy 780 estándar se puede fabricar sin grietas en la ventana de parámetros del proceso en el procedimiento SLM de alloy 718. En este caso, se alcanza la densidad relativa de 99,98 %.
En los procedimientos de fabricación generativa, los parámetros del proceso se pueden describir con ayuda de varios parámetros. La densidad de energía volumétrica se considera frecuentemente característica de los procedimientos SLM y en parte EBM. En principio, la densidad de energía volumétrica se calcula mediante la fórmula [LA Al-Juboori, T. Niendorf, F. Brenne; On the Tensile Properties of Inconel 718 Fabricated by EBM for As-Built and Heat-Treated Components; Metallurgical and Material Transactions B, volumen 49B, 2018]:
en J/mm3
con potencia de láser (P), velocidad de escaneo (v), espesor de capa (d) y distancia de trayectoria (h)
Para Alloy 718 se utiliza en la mayor parte de los casos una densidad de energía entre 40 y 120 J/mm3. Un valor típico se sitúa alrededor de 90 J/mm3 para ambos procedimientos.
En la determinación de parámetros para las composiciones en polvo de Alloy 780 P10047, P10048, P10056, P10085, así como P10086, se utilizaron las densidades de energía en el intervalo de Alloy 718 entre 40 y 120 J/mm3, con las densidades relativas superiores a 99 %. Por ejemplo, la densidad de energía puede alcanzar la densidad relativa de 99,98 % en aproximadamente 80 J/mm3. En las variantes de alta temperatura de la aleación en polvo 780 (composiciones 1 a 57, así como N1 a N5) se pueden variar densidades de energía de 40 a 600 J/mm3 para garantizar la alta densidad relativa del material. Sin embargo, los parámetros del proceso pueden variar en gran medida según el proceso.
Las muestras se prepararon con material del lote P10056 según el procedimientoo SLM. Aparte de los poros aislados relacionados con el proceso, se pueden conseguir estructuras sin grietas.
Dependiendo de los distintos tratamientos térmicos se obtuvo una estructura uniforme con tamaños de grano de, por ejemplo, aproximadamente 75 gm (aproximadamente ASTM 4,5). También se pueden ajustar tamaños de grano más pequeños o más grandes mediante parámetros de tratamiento térmico definidos.a)b)
Tabla 2: composiciones químicas de lotes de polvo generados por atomización.
Una composición química típica de un lote ejemplar generado industrialmente (número de lote 420420) de la aleación Alloy 780 para palanquillas forjadas en caliente se enumera, por ejemplo, en la Tabla 3 (y en otras tablas). La composición química de este lote 420420 generado industrialmente en los contenidos, en especial de los elementos Co, Al, Ti y Nb, se elige de modo que la temperatura de solvus gamma sea tan alta (determinada experimentalmente en aproximadamente 990°C) que exista estabilidad estructural hasta temperaturas correspondientemente altas. Además, la fracción volumétrica gamma' es claramente mayor que la de la aleación estándar Alloy 718. Esto da como resultado una posible temperatura de aplicación claramente más alta con valores de resistencia altos. Por otra parte, debido a la composición química bien definida, la temperatura del solvus gamma no es demasiado alta. Por lo tanto, la aleación todavía se puede conformar en caliente desde un bloque de refundición hasta una palanquilla, es decir, se puede forjar fácilmente. Con aproximadamente un 2,1 % de Al y un 0,3 % de Ti, la composición química de este lote 420420 (material de referencia para las consideraciones adicionales), generado a escala industrial para productos forjados, se encuentra en el intervalo analítico de un material que se puede soldar bien (véase diagrama 1). Esto se demostró experimentalmente mediante ensayos de soldadura con haz de electrones y plasma. Esto también se corresponde muy bien con la observación de que no se produjo ningún tipo de grietas en la impresión 3D de cuerpos de ensayo con polvo producido a través de atomización de polvo mediante una instalación VIGA, que tiene una composición química comparable. Esto da ahora como resultado el potencial de adaptar la composición química utilizada para productos forjados en el caso de productos en polvo para procedimientos de fabricación aditivos, como la fusión por láser selectiva, dentro de los análisis límite descritos en el documento de patente, de modo que las aleaciones con composiciones químicas adaptadas puedan ser imprimibles sin grietas mediante fusión por láser selectiva, pero, por ejemplo, se pueda aumentar la temperatura de solvus gamma y también la fracción volumétrica gamma. Esto da como resultado materiales con composiciones químicas que, en el caso de componentes impresos en 3D, se pueden utilizar con valores de resistencia aún mayores a temperaturas más altas.
Además, en este caso se utiliza un concepto de aleación VDM Alloy 780 con optimización simultánea según la invención para los procedimientos de fabricación generativos:
(a) el alto contenido de Cr garantiza una estabilidad a la oxidación mejorada del material a altas temperaturas; (b) el alto contenido de Co aumenta la energía del error de apilamiento, sustituye los sitios de Ni en la fase y', aumenta la constante de red de la fase y';
(c) el bajo contenido de Ti ralentiza la sustitución de Al en la fase y' y por tanto la cinética de precipitación, lo que también mejora la soldabilidad (véase diagrama 1). Además, se mejora la estabilidad a la oxidación a alta temperatura. La reducción del contenido de Ti tiene un efecto positivo sobre la desestabilización de la fase eta y de los precipitados incoherentes que contienen N y, por tanto, mejora las propiedades a altas temperaturas; (d) los contenidos adaptados de Nb y Ta, así como las adiciones de Hf ralentizan la simplificación excesiva de la fase y' a temperaturas más altas, aumentan el desajuste y solidifican la fase y';
(e) la reducción de elementos menores mejora la procesabilidad de la aleación y permite producir componentes exentos de grietas también en fracciones volumétricas elevadas de fase y';
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Diagrama 1: Intervalo analítico de aleaciones y su soldabilidad
(según M. M. Attallah et al. “Additive manufacturing of Ni-based superalloys: The outstanding issues”, MRS Bull., vol. 41, no., pp. 758-764, 201
Con la ayuda de simulaciones termodinámicas (JMatPro y ThermoCalc) con la base de datos TTNi8, se calculó una extensa matriz de ensayo con variación de las composiciones químicas y, por lo tanto, se determinaron las temperaturas de solvus gamma' y las fracciones volumétricas gamma' de estas aleaciones (véase la siguientes tablas, diagramas de las páginas siguientes).
En este caso se variaron los siguientes elementos y contenidos de elementos:
Cr: 16 / 18 / 20 %
Ni: de 43 % a 55,5 % (elemento residual)
Mo: 3 / 3,5 / 4 /6 %
Ti: 0,1 / 0,3 / 0,6 / 0,9 / 1,2 / 1,6 / 2,1 % (hasta 3 %)
Nb: 3,5 / 4,0 / 5,0 / 5,4 %
Ta: 0,5 / 1 / 2 %
AI: 1,6 / 1,9 / 2,2 / 2,4 / 2,5 / 2,6 / 2,8 / 3,1 / 3,5 / 4,0 %
Co: 15 / 17,5 / 20 / 22,5 / 24,5 / 27,5 %
W: 0,5 / 1 / 2 %
Hf: 0,5 / 1 / 2 %
Las Tablas 3a a 3d contienen análisis de aleaciones seleccionadas con variación de los contenidos de Al y propiedades de fase calculadas con un contenido de Co constante de 24,5 % (Tab. 3a y 3b-1) y 20 % (Tab. 3c y 3d-1).
Tabla 3a: Selección de análisis de aleaciones con variación del contenido de Al con un contenido de Co constante del 24,5 % (análisis n° 17, 18, 19, 25, 26; n° de referencia 420420 y 1 así como análisis N1 y N2)
Tabla 3b-1 Propiedades de fase calculadas de los análisis de aleación de la Tabla 3a
Además de las proporciones [ % en peso] y los tamaños de partícula [nm] de la fase gamma', se calcularon los valores de límites elásticos Rp0,2 [MPa] con el programa JMatPro (versión 11.1) en función de la temperatura de prueba [°C]. Para estos cálculos, se utilizó como parámetro para el recocido en disolución la temperatura de 1100°C con una tasa de enfriamiento de 10K/s. Para análisis de aleaciones en los que la temperatura de solvus gamma' es superior a 1100 °C, la temperatura de recocido en disolución se ajustó a 1150 °C. En el tratamiento térmico de precipitación siguiente al recocido en disolución, en las siguientes tablas se enumeran los resultados para Rp0,2 para los parámetros de recocido 700 °C / 8 h, 850 °C / 8 h y 850 °C / 24 h para la mayoría de las variantes de aleación. En el caso de variantes de aleación seleccionadas, los resultados para Rp0,2 para las temperaturas de precipitación 650°C, 700°C, 750°C, 800°C, 850°C y 900°C para el periodo de recocido 8 h se enumeran con más detalle; para temperaturas de precipitación a las que Rp0,2 muestra un valor máximo para la aleación respectiva, también se añaden los resultados para los tiempos de recocido por precipitación de 16 h y 24 h. Las fracciones y los tamaños de partícula de la fase gamma' dependen, además de la composición química, también de los parámetros de recocido por precipitación. De esto resulta la influencia sobre los valores del límite elástico Rp0,2. Además, los valores del límite elástico Rp0,2 también dependen del tamaño de grano de la estructura (en las tablas se indica el tamaño de grano en tamaños ASTM). En este caso, un tamaño de grano ASTM 4,5 corresponde aproximadamente a un tamaño de grano más grueso para una temperatura de recocido en disolución de 1100°C. Por el contrario, ASTM 12 corresponde a un tamaño de grano más fino, que se puede ajustar a una temperatura de recocido en disolución más baja (por ejemplo, alrededor de 1000 °C).
En las Tablas 3b-2 a 3b-7 se enumeran las proporciones y los tamaños de partícula calculados de la fase gamma' y los valores calculados de límite elástico Rp0,2 en función de los parámetros de recocido y los tamaños de grano descritos anteriormente para las aleaciones en la Tab. 3a.
Tabla 3b-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
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Tabla 3b-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
De los valores de la Tabla 3b-2 se desprende que la fracción de fase gamma' aumenta con contenidos de Al crecientes; el tamaño de partícula aumenta ligeramente. También el límite elástico Rp0,2 aumenta con contenido de Al creciente de la aleación, es decir, con contenido creciente de fase gamma'. Además, del curso de los valores Rp0,2 en función de la temperatura de prueba se desprende que en las aleaciones N1 y N2, es decir, con contenidos de Al más altos de 3,5 % y 4,0 %, el gradiente de Rp0,2 más pronunciado que se produce a temperaturas de prueba más elevadas se desplaza hacia una temperatura de prueba más alta de 800°C. En el caso de las aleaciones con un menor contenido de Al, el gradiente más pronunciado en Rp0,2 ya se puede observar a una temperatura de prueba más baja de alrededor de 750°C. En comparación, de los datos de la Tabla 3b-3 se desprende que en el caso del tamaño de grano más fino ASTM 12 en comparación con el tamaño de grano más grueso ASTM 4,5, los valores de límite elástico Rp0,2 son claramente mayores. En las Tablas 3b-2 y 3b-3 se enumeran los datos de resultados para el tratamiento térmico por precipitación a 700 °C / 8 h.
Tabla 3b-4: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
Tabla 3b-5: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
Después del tratamiento térmico por precipitación a 850 °C / 8 h, las fracciones de fase gamma' son menores que después del tratamiento térmico por precipitación a 700 °C / 8 h, pero las partículas de precipitado de fase gamma' son mayores (los datos asociados se enumeran en las Tablas 3b -4 y 3b-5). El efecto positivo del mayor tamaño de partícula sobre el límite elástico Rp0,2 supera el efecto negativo de la fracción de fase más pequeña. El nivel de límite elástico Rp0,2 después del tratamiento térmico por precipitación a 850 °C / 8 h es claramente más elevado que después del recocido a 700 °C / 8 h.
Después de un período de recocido más largo de 24 h a la temperatura de precipitación de 850 °C, el nivel de los valores de límite elástico Rp0,2 es claramente menor que después de un período de recocido de 8 h a la misma temperatura de recocido por precipitación de 850 °C. Al parecer, esto se debe al mayor tamaño de partícula de la fase gamma’. Estos datos de resultados se enumeran en las dos Tablas 3b-6 y 3b-7 para los tamaños de grano ASTM 4,5 y ASTM 12.
Tabla 3b-6: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
Tabla 3b-7: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
Diagrama 2a: Valores calculados de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 6502C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 8502C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3a.
Del diagrama 2a se desprende que el límite elástico Rp0,2 aumenta a temperaturas más altas con contenido de Al creciente. Además, un gradiente más pronunciado del límite elástico Rp0,2 con mayores contenidos de Al sólo es visible a temperaturas superiores a 800 °C.
Tabla 3c-1: Selección de análisis de aleaciones con variación de los contenidos de Al con contenido de Co constante de 20 % (n° de análisis 8, 9, 10, 11,36, 37; n° de referencia 420420 y 1)
Tabla 3c-2: Selección de análisis de aleaciones HT1, HT2, HT1-a y HT2-a con 20 % de Co, o bien 24,5 % de Co, y contenidos de Al de 3,0 %, o bien 3,8 %, y análisis del n° de referencia 420420 y 1).
Tabla 3d-1: Propiedades de fase calculadas de los análisis de aleación de la Tabla 3c-1.
Tabla 3d-2: Propiedades de fase calculadas de los análisis de aleación de la Tabla 3c-2.
Tabla 3d-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 6502C a 9002C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3c-1 y 3c-2
También de los valores de la Tab. 3d-3 se desprende que la fracción de fase gamma' aumenta con contenidos de Al crecientes; en este caso, el tamaño de partícula aumenta ligeramente. También el límite elástico Rp0,2 aumenta con contenido de Al creciente de la aleación, es decir, con fracción de fase gamma creciente. Además, también aquí, del curso de los valores Rp0,2 en función de la temperatura de prueba se desprende que en el caso de las aleaciones 36, 37, HT1, HT2, HT1-a y HT2-a, es decir, con contenidos de Al más elevados de 3 % a 4 %, el gradiente más pronunciado de Rp0,2 que se produce a temperaturas de prueba más altas se desplaza hacia una temperatura de prueba más alta de alrededor de 800°C. En el caso de aleaciones con un menor contenido de Al, el gradiente más pronunciado de Rp0,2 ya es visible a una temperatura de prueba más baja de alrededor de 750°C. En la Tab. 3d-3 se enumeran los datos de resultados para el tratamiento térmico por precipitación a 700 °C / 8 h.
Tabla 3d-4: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3c-1 y 3c-2.
Después del tratamiento térmico por precipitación a 850°C / 8h, las fracciones de fase gamma' son nuevamente menores que después del tratamiento térmico por precipitación a 700°C / 8h y las partículas de precipitación de fase gamma' son mayores (los datos asociados se enumeran en la Tab. 3d-4). El efecto positivo del mayor tamaño de partícula sobre el límite elástico Rp0,2 supera el efecto negativo de la fracción de fase más pequeña. El nivel de límite elástico Rp0,2 después del tratamiento térmico por precipitación a 850 °C / 8 h es claramente mayor que después del recocido a 700 °C/8 h.
Después de un período de recocido más largo de 24 h a la temperatura de precipitación de 850 °C, el nivel de los valores de límite elástico Rp0,2 es claramente menor que después de un período de recocido de 8 h a la misma temperatura de recocido por precipitación de 850 °C. Al parecer, esto se debe al mayor tamaño de las partículas de la fase gamma. Estos datos de resultados se enumeran en la Tab. 3d-5 para tamaños de grano ASTM 4,5.
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Tabla 3d-5: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3c-1 y 3c-2.
Las temperaturas de solvus gamma' calculadas de los análisis de aleaciones de las Tablas 3a a 3d se representan en el diagrama 3 dependiendo del contenido de Al.
Diagrama 3: Temperaturas de solvus y‘ calculadas de análisis de aleación de las Tablas 3a a 3d en función de los contenidos de Al
De esto se desprende que la temperatura de solvus y' se puede aumentar a 1105°C a partir de 1009°C en el caso de la aleación de referencia del lote 420420 con 2,16 % de Al si el contenido de Al se aumenta a 4,0 % de Al.
Diagrama 4: Fracciones gamma‘ calculadas a 600°C (en % en peso) de análisis de aleación de las Tablas 3a a 3d en función de los contenidos de Al
De esto se desprende que la fracción gamma' a 600 °C se puede aumentar a aproximadamente 47,7 % partiendo de 25,3 % en el caso de la aleación de referencia del lote 420420 con 2,16 % de Al si el contenido de Al se aumenta a 4,0 % de AI (véase el ver diagrama 4).
De las Tablas 3a a 3d se desprende que la fase y' se estabiliza con aumento del contenido de Al: tanto la temperatura de solvus hasta 1106°C como las fracciones volumétricas se pueden aumentar hasta 50 %. También se desprende que Al puede desestabilizar la fase delta en el caso de contenidos más altos. En el caso de contenidos de Co y Nb simultáneamente altos en combinación con contenidos de Al moderados, la fase delta se estabiliza enormemente.
Como ejemplo se considera la aleación 19 en comparación con la alloy 939. Alloy 939 presenta la temperatura de solvus y' a 1110°C con una fracción volumétrica y' máxima en aproximadamente 39,5 %. La fase sigma precipita a 870°C con la fracción volumétrica de 15 % a 600°C. La combinación favorable de la composición de la aleación 19 permite alcanzar una temperatura de solvus y' hasta 1067°C en el caso de una fracción volumétrica ligeramente elevada con 41 %. La reducción de la temperatura de solvus de la fase y' mejora enormemente la procesabilidad de la aleación, además la tendencia al agrietamiento se reduce notablemente mientras las propiedades mecánicas permanecen al menos iguales. Debido a su bajo contenido de Ti, la aleación 19 muestra además una mejor estabilidad a la oxidación que la alloy 939.
En la aleación 19, la temperatura de solvus sigma aumenta en 11°C con aumento del 1 % de la fracción volumétrica basado en contenidos de Co y Cr altos en comparación con la alloy 939. En general, la fase sigma presenta una cinética de precipitación muy lenta debido a la incoherencia, por lo que esta fase no estaba presente en la aleación de referencia 420420 incluso después de ensayos de envejecimiento a alta temperatura durante 2000 horas a 800°C. La aleación 1, que presenta una composición casi idéntica en el presente trabajo, la fase sigma muestra su temperatura de solvus a 774°C con una fracción volumétrica de 8,6 % a 600°C. Si el intervalo de estabilidad termodinámica de la fase sigma cambia a temperaturas más altas, en caso dado pueden ser necesarias contramedidas como tratamientos térmicos adaptados.
En la Tab. 3d-6 se enumeran tres composiciones químicas seleccionadas que se generaron como masas fundidas de laboratorio. El análisis caracterizado con LB 250756 contiene 2,1 % de IA. Los otros dos análisis LB 250757 y LB 250760 contienen aproximadamente 3 %, o bien 3,8 % de Al.
Tabla 3d-6: Análisis de las aleaciones LB 250756, LB 250757 y LB 250760
En las Tablas 3d-7 a 3d-18, los valores de la fracción y del tamaño de partícula de la fase gamma’, así como el límite elástico Rp0,2 dependiente de la temperatura de prueba después de los tratamientos térmicos por precipitación, son 650 °C/8h, 700°C/8, 750 °C/8h, 800°C/8h, 850°C/8h y 900°C/8h para los tamaños de grano ASTM 4,5 y ASTM 12 enumerados. A algunas temperaturas de recocido por precipitación, se añaden los resultados de los dos tiempos de recocido adicionales de 16 h y 24 h.
Tabla 3d-7: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 650°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-8: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-9: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 750°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-10: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 800°C / 8 h, o bien 16 h y 24 h, para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
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Tabla 3d-11: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h, o bien 16 h y 24 h, para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
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Tabla 3d-12: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 900°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
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Tabla 3d-13: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 650°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-14: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-15: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 750°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-16: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 800°C / 8 h, o bien 16 h y 24 h, para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-17: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h, o bien 16 h y 24 h, para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
Tabla 3d-18: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 900°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 12 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
De las tablas se desprende que cuanto mayor es el contenido de Al del análisis de aleación, mayor es el límite elástico Rp0,2. Además, cuanto mayor es el contenido de Al, más se desplaza el gradiente más fuerte de límite elástico Rp0,2 a una temperatura de ensayo más alta. Estos efectos están relacionados, por un lado, con la mayor proporción de fase gamma' con contenido creciente de Al (en el caso de tamaño de partícula optimizado de la fase gamma') y, por otro lado, con la mayor temperatura de solvus de la fase gamma' con contenido de Al creciente.
En el caso de la aleación LB 250756, que contiene 2,1 % de Al, a las temperaturas de precipitación consideradas, el límite elástico máximo Rp0,2 se sitúa a la temperatura de recocido por precipitación de 800 °C (considerada en comparación con el periodo de recocido de 8 horas).
Para las otras dos aleaciones LB 250757 y LB 250760, que contienen 3 %, o bien 3,8 % de Al, el máximo de límite elástico Rp0,2 se sitúa en la temperatura de recocido por precipitación de 850°C. A la temperatura de recocido por precipitación de 900°C, considerada adicionalmente aquí, los valores de límite elástico Rp0,2 son más bajos; es decir, por lo tanto, se ha superado la temperatura de recocido por precipitación óptima para los valores más altos de límite elástico Rp0,2 (para otras propiedades mecánicas, no obstante, también podría ser conveniente y razonable una temperatura de recocido por precipitación superior a 850 °C).
En comparación con los tamaños de grano considerados, de las tablas se puede extraer que, en el caso de tamaño de grano más pequeño ASTM 12, se presentan valores de límite elástico Rp0,2 claramente mayores que en el caso de tamaño de grano más grueso ASTM 4,5.
En el caso de la aleación LB 250756, que contiene 2,1 % de Al y en la que el máximo de límite elástico Rp0,2 se produce después de la temperatura de recocido por precipitación considerada 8h, se puede observar que, en el caso de tiempos de recocido más largos 16h y 24h, los valores de límite elástico Rp0,2 aumentan (véanse Tablas 3d-10 y 3d-16). Por el contrario, los valores de límite elástico Rp0,2 disminuyen con periodos de recocido más largos de 16 h y 24 h a la temperatura de recocido por precipitación considerada de 850 °C en el caso de las dos aleaciones LB 250757 y LB 250760.
Se consideran aleaciones con un contenido máximo de Al de 4 %. En el caso de aleaciones con un contenido de Al superior al 4 %, el riesgo aumenta en tal medida que el comportamiento de soldadura y solidificación se ve tan negativamente afectado que tanto los procesos de procedimientos de impresión aditivos como los tratamientos térmicos posteriores conducen a defectos considerables, es decir, grietas en la estructura.
Diagrama 4a: Valores calculados de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de endurecimiento de 650°C a 900°C tras 8 h a una temperatura de prueba de 750°C para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 3d-6.
El diagrama 4a muestra que el máximo de límite elástico Rp0,2 que se puede alcanzar se desplaza a temperaturas de endurecimiento más altas con contenido de Al creciente. Mientras que el límite elástico más alto Rp0,2 se alcanza en el caso de un contenido de Al de 2,1 % (LB 250256) a una temperatura de endurecimiento de 800 °C, una temperatura de endurecimiento de 850 °C en el caso de un contenido de Al de 3 % y 3,8 % proporciona el valor más alto a las temperaturas aquí consideradas. A una temperatura de 900 °C, los valores de límite elástico Rp0,2 vuelven a disminuir en las tres composiciones. Sin embargo, no se puede descartar que una temperatura entre 850 y 900 °C provoque un aumento adicional del límite elástico Rp0,2 en el caso de mayores contenidos de Al (3 % y 3,8 %).
En la Tabla 3d-19 se enumeran composiciones químicas de LB 250756 en comparación con P10231, que presentan contenidos analíticos muy similares.
Tabla 3d-19: Análisis de las aleaciones LB 250756 y P10231.
Como ya se describió anteriormente, para el análisis LB 250756 se calcularon valores de límite elástico dependientes de la temperatura de prueba. En la Tabla 3d-20 se enumeran extractos de la Tabla 3d-6 a temperaturas de prueba de 650 °C y 700 °C para los tratamientos térmicos por precipitación de 800 °C/8 h y 650 °C/8 h. Se llevaron a cabo ensayos de tracción en caliente en muestras impresas (en las tres orientaciones espaciales 45°, 90° y 180°C) de P10231 a 650°C y 700°C y, por consiguiente, se midieron valores de límite elástico Rp0,2. Antes de los ensayos de tracción en caliente, las muestras impresas se sometieron a un tratamiento térmico por precipitación de dos etapas 800°C/8h 650°C/8h. También en el caso de recocido en disolución seleccionado de las muestras de P10231, la estructura presenta un tamaño de grano de aproximadamente ASTM 4,5. Los valores de Rp0,2 medidos para P10231 se enumeran en la Tab 3d-20 como comparación.
Los valores de límites elásticos Rp0,2 de LB 250756 calculados se sitúan en un nivel muy similar a los valores de Rp0,2 de P10231 medidos.
Tabla 3d-20: Valores de limite elástico Rp0,2 calculados para el análisis LB 250756 de la Tab. 3d-6 a temperaturas de prueba de 650°C y 700°C para los tratamientos térmicos por precipitación de 800°C/8h y 650°C/8h (extractos de las Tablas 3d-10 y 3d-7) en comparación con los valores de límite elástico Rp0,2 medidos en muestras impresas de P10231 del análisis de la Tab. 3d-19, en los que se llevó a cabo un tratamiento térmico por precipitación de dos etapas 800°C/8h 650°C/8h. También en el caso del recocido en disolución seleccionado de las muestras de P10231, la estructura presenta un tamaño de grano de aproximadamente ASTM 4,5.
Las tablas 4a a 11c-3 contienen propiedades calculadas de las fases y límites elásticos mecánicos de otras aleaciones seleccionadas.
Tabla 4a: Análisis de aleaciones seleccionados con variación de contenidos de Cr, Ni y Co.
Tabla 4b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tab. 4a.
De las tablas se desprende que entre 16 y 20 % de Cr, tanto la temperatura de solvus gamma' como la fracción gamma' a 600°C aumentan ligeramente con contenido de Cr creciente. También se debe tener en cuenta que la reducción del contenido de Cr desestabiliza la fase sigma (véase la Tab. 4b Aleación 2).
Otro efecto del contenido de Cr importante para la aplicación es la mejora de la estabilidad a la oxidación a alta temperatura de estas aleaciones. En ensayos de oxidación realizados experimentalmente a 800°C y 900°C, el análisis de aleación del lote de referencia 420420 con 17,75 % Cr mostró un aumento de masa menor aproximadamente en el factor 10 que la aleación Alloy 720 LI, que contiene aproximadamente 16 % de Cr. Con un contenido de Cr de 20 %, la estabilidad a la oxidación de las nuevas aleaciones basadas en Alloy 780 podría aumentar aún más.
En las Tablas 4c-1 a 4c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 4a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
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Tabla 4c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 4a.
Tabla 4c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 4a.
Tabla 4c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 4a.
De las Tablas 4c-1 a 4c-3 se desprende que las dos aleaciones 3 y 4, que contienen un contenido de Cr mayor en 20 % que las dos aleaciones 1 y 2, alcanzan valores de límite elástico Rp0,2 más altos.
Tabla 5a: Análisis de aleaciones seleccionados con variación de contenidos de Ni y Co
Tabla 5b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tab. 5a.
Tabla 5b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tabla 5a.
En las Tablas 5a y b se desprende que con contenido de Co reducido, la temperatura de solvus gamma’ sólo cae pocos grados Celsius y las fases delta y sigma se desestabilizan. De este modo es posible crear una nueva aleación basada en Alloy 780 que es más rentable desde una perspectiva comercial debido a un valor de metal más bajo con contenidos de Co reducidos. Además, con contenido de Co reducido, la fase eta se desestabiliza, lo que tiene un efecto positivo sobre las propiedades mecánicas a temperaturas más altas.
En las tablas 5c-1 a 5c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 5a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 5c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 5a.
Tabla 5c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 5a.
Tabla 5c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 5a.
Si se observa primero las temperaturas de prueba de 650 °C y 700 °C en las Tablas 5c-1 a 5c-3, se ve que los valores de límites elásticos Rp0,2 apenas cambian dentro de la temperatura de prueba en función del contenido de Co. Por el contrario, a las temperaturas de prueba superiores a 700°C se puede identificar que los valores de límite elástico Rp0,2 aumentan dentro de una temperatura de prueba con contenido de Co creciente (en estas aleaciones con un contenido de Al de 2,2 %).
En el caso de la aleación 6 con el contenido de Co más bajo del 15 % considerado aquí, se pueden alcanzar valores más altos de límite elástico Rp0,2 en el tratamiento térmico por precipitación a 700 °C/8 h; por el contrario, se presentan valores de límites elásticos Rp0,2 más altos para la aleación 16, que contiene el mayor contenido de Co del 27,5 % dentro de las aleaciones aquí consideradas, en el tratamiento térmico por precipitación a 850 °C/8 h.
En las Tablas 6a-1 y 6a-2 se enumeran composiciones químicas en las que el contenido de Ti varía en el caso de dos contenidos de Al diferentes.
Tabla 6a-1: Análisis de aleaciones seleccionados con 20 %, o bien 24,5 % de Co y variación de los contenidos de Ni y tí
Tabla 6a-2: Análisis de aleaciones seleccionados con variación de contenidos de Ni y Ti
De las Tablas 6a-1 y 6b se desprende que tanto la temperatura de solvus gamma' como la fracción gamma' a 600°C aumentan como se esperaba con contenidos de Ti crecientes. Sin embargo, mayores contenidos de Ti estabilizan las fases eta y sigma a expensas de las fases Delta e y'. Ti se desea desestabilizar la fase eta o mantener la fracción de fase eta lo más baja posible, el contenido de Ti debería ser lo más pequeño posible.
En las Tablas 6c-1 a 6c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de las aleaciones de la tabla 6a-, que dependen de la temperatura. 1 para los tratamientos térmicos de precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 6c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-1.
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Tabla 6c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-1.
Tabla 6c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-1.
De los datos de las Tablas 6c-1 a 6c-3 se desprende que para las dos series de aleaciones con 24,5 % y 20 % de Co, las dos aleaciones con los contenidos totales más altos de los elementos AI y Ti alcanzan respectivamente los valores de límite elástico Rp0,2 más altos. Para 24,5 % de Co estas son las dos aleaciones 23 con 2,2 % de Al y 0,9 % de Ti y 24 con 2,2 % de Al y 1,2 % de Ti consideradas, así como en la serie con 20 % de Co las aleaciones 14 con 1,6 % de Al y 1,6 % de Ti y 15 con 1,6 % de Al y 2,1 % de Ti. En el caso de las dos aleaciones 23 y 24, el tratamiento térmico por precipitación a 850°C/8h conduce a valores de límite elástico Rp0,2 ligeramente superiores en comparación con el tratamiento térmico a 700°/8. En el caso de las dos aleaciones 14 y 15, el nivel de valores de límite elástico Rp0,2 se encuentra en un nivel comparable en el caso de estos dos tratamientos térmicos por precipitación. Una temperatura de recocido por precipitación entre 700 °C y 850 °C en el caso de un periodo de recocido de 8 horas podría aumentar aún más el nivel de valores de límite elástico. En el caso de las cuatro aleaciones consideradas aquí, el nivel de valores de límite elástico después del tratamiento térmico por precipitación de 850°C/24h es menor en comparación con los otros dos tratamientos térmicos.
En las Tablas 6c-4 a 6c-7 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la tabla 6a-2 para los tratamientos térmicos por precipitación 650°C/8h, 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 6c-4: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 650°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-2.
Tabla 6c-5: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-2.
Tabla 6c-6: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-2.
Tabla 6c-7: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 6a-2.
De los datos de las Tablas 6c-4 a 6c-7 se desprende que para la serie de aleaciones con contenidos de Ti más altos, la aleación con el contenido total más alto de los elementos Al y Ti alcanza el valor de límite elástico Rp0,2 más alto. A una temperatura de precipitación de 850 °C, las aleaciones N4 y N5 alcanzan los valores de límite elástico Rp0,2 más altos. Sin embargo, un tiempo de precipitación de 8 horas es más conveniente que 24 horas. Esto podría deberse al tamaño de partícula más pequeño de alrededor de 40 nm en contraste con aproximadamente 60 nm en el caso de 24 h. En el caso de un contenido de titanio de 1 %, el límite elástico Rp0,2 más alto se alcanza con un tratamiento térmico por precipitación de 700 °C/8 h. Con un contenido de Ti de 3 %, el nivel de resistencia a 850 °C sigue siendo muy alto, con más de 1000 MPa. Además, el gradiente más pronunciado se desplaza a temperaturas más altas por encima de 800 °C en el caso de un contenido total más alto de los elementos Al y Ti, e incluso por encima de 850 °C con un contenido de Ti de 3 %.
Tabla 7a: Análisis de aleaciones seleccionados con 24,5 % de Co y variación de los contenidos de Ni, Ti y Al
Tabla 7b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tabla 7a
De las Tablas 6 y 7 se desprende que, como se describió ya anteriormente, la temperatura de solvus gamma' y la fracción gamma' a 600 °C aumentan con contenido de Ti creciente. En el caso de 0,3 % de Ti, tanto las temperaturas de solvus gamma como las fracciones gamma a 600 °C aumentan con contenidos de Al crecientes. En el caso de contenido de Ti aún más reducido y un contenido de Al mayor de 2,4 %, la temperatura de solvus gamma' permanece casi igual, la fracción gamma' a 600 °C aumenta ligeramente. De las tablas se puede extraer además que la combinación de un alto contenido de Ti con un alto contenido de Nb y Co estabiliza extremadamente la fase Eta. En este caso se puede observar claramente que en el presente también se han tenido en cuenta los intervalos límite. La coordinación de composiciones basada en la comprensión de los efectos de elementos individuales se puede extraer de las siguientes tablas. Las aleaciones no presentan ninguna fase eta en comparación con la aleación 420420.
En las Tablas 7c-1 a 7c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 7a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 7c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 7a.
Tabla 7c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 7a.
Tabla 7c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 7a.
De los datos de las Tablas 7c-1 a 7c-3 también se desprende que para las composiciones químicas aquí consideradas, las dos aleaciones con el contenido total más alto de los elementos Al y Ti alcanzan los valores de límite elástico Rp0,2 más altos. Para 24,5 % de Co, estas son las aleaciones 23 con 2,2 % de Al y 0,9 % de Ti y 24 con 2,2 % de Al y 1,2 % de Ti ya consideradas en la Tab. 7a.
Tabla 8a: Análisis de aleaciones seleccionados con variación de contenidos de Ni, Nb, Ti y Al.
Tabla 8b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tabla 8a.
De las Tablas 8a y 8b se desprende que en el caso de 0,3 % de Ti y 2,2 % de Al, la temperatura de solvus gamma' desciende pocos grados Celsius de 5,4 a 5,0 % de Nb. La fracción gamma a 600°C permanece casi inalterada. En el caso de 5,0 % de Nb y 0,3 % de Ti, la temperatura de solvus gamma' aumenta significativamente con el mayor contenido de Al de 2,6 %, así como la fracción gamma' a 600 °C. En el caso de combinación de 5,0 % de Nb, 2,6 % de Al y el menor contenido de Ti de 0,1 %, la temperatura de solvus gamma aumenta solo ligeramente, pero la fracción gamma a 600 °C aumenta claramente en comparación con la aleación con 5,0 % de Nb, 0,3 % de Ti y 2,2 % de Al.
En las Tablas 8c-1 a 8c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 8a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 8c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 8a.
Tabla 8c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 8a.
Tabla 8c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 8a.
De los datos de las Tablas 8c-1 a 8c-3 se desprende que la aleación 28, que presenta el contenido total más alto de los elementos AI (2,6 %) y Ti (0,3 %) en esta serie de aleaciones, obtiene los valores de límite elástico Rp0,2 más altos en comparación con las otras aleaciones aquí consideradas. Si bien la aleación 29 contiene igualmente el mismo contenido más alto de Al de 2,6 % que la aleación 28, el contenido de Ti en esta aleación 29 se reduce a 0,1 %.
Tabla 9a: Análisis de aleaciones seleccionados con variación de contenidos de Ni, Nb y Mo
Tabla 9b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tab. 9a.
De las Tablas 9a y 9b se desprende que la temperatura de solvus gamma' disminuye ligeramente con contenido de Mo creciente. La fracción gamma' a 600°C aumenta ligeramente con contenido de Mo creciente. El aumento del contenido de Mo en el caso de contenido de Nb constante estabiliza las fases Delta, eta, así como sigma. Por esta razón, el contenido de Nb debe adaptarse si las aleaciones requieren altos contenidos de solidificador de cristales mixtos para la solidificación de la matriz y a altas temperaturas.
En las Tablas 9c-1 a 9c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab.
9a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para tamaño de grano ASTM 4,5.
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Tabla 9c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 9a.
Tabla 9c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 9a.
Tabla 9c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 9a.
Los contenidos de Mo más elevados de las aleaciones 30 a 35 de 3,5 %, 4 % y 6 % (en el caso de dos contenidos de Nb diferentes de 5,4 % y 5 %) apenas muestran un efecto perceptible sobre el nivel de valores de límite elástico Rp0,2 en comparación con la aleación de referencia 1, que presenta un contenido de Mo de 3 %.
En la Tabla 10a, además de los análisis del lote de referencia 420420 y los análisis de referencia números 1 y 9, se consideran análisis adicionales con variaciones en los contenidos de Nb, Ta, W y Hf. Estos son los números de análisis 38 a 48. En la Tabla 10b se enumeran los resultados de los cálculos para estas variaciones de análisis. En comparación con VDM Alloy 780 estándar, la fracción volumétrica y' aumenta hasta un máximo de 36,5 %. Además, todas las aleaciones enumeradas no tienen fase eta. En estas aleaciones, se puede alcanzar un volumen de fase y' casi igual a una temperatura de solvus y' claramente menor. Mediante la aleación de Ta, además de la solidificación de la fase y', se puede realizar un desajuste más alto y una cinética de precipitación lenta, asociada al mismo, de la fase y'. En el caso de las aleaciones 9, 39, 43-48 pueden precipitar pequeñas cantidades de fase Delta en los límites de grano a 900 °C, lo que tiene un efecto positivo sobre las propiedades a altas temperaturas, ya que los límites de grano se solidifican. Además, la estabilidad de la fase sigma es claramente menor en comparación con alloy 939.
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En las Tablas 10c-1 a 10c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 10a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 10c-1. Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0.2 en función de las temperaturas de prueba de 650“C a 90G°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700oC / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 10a.
_ Tabla 10c-2: Fracciones y lámanos de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de ITmlte elástico mecánico Rp0,2 en
función de las temperaturas de prueba de 6E0°C a 90Q“C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / S h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab. 10a.
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Tabla 10c 3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de limite elástico mecánico Ftp0.2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de ía Tab. 10a.
Consideremos primero las aleaciones 9 y 38 a 42, que presentan contenidos constantes de Co (20 %), Al (2,6 %) y Ti (0,3 %) y varían en los contenidos de los elementos Nb y Ta. De estas, las aleaciones 9 y 39, que presentan un contenido de Nb ligeramente más alto de 5,4 %, obtienen los valores de límite elástico Rp0,2 más altos. En el caso del tratamiento térmico por precipitación a 850°C/8h, la aleación 39, que presenta con 0,5 % un contenido de Ta más alto que la aleación 9, tiene valores de límite elástico Rp0,2 ligeramente mayores. El nivel de valores de límite elástico de las aleaciones 38, 40 y 41 es menor en comparación con el de las dos aleaciones 9 y 39. Las aleaciones 38, 40 y 41 presentan con 5 % de Nb un contenido de Nb ligeramente más bajo que las dos aleaciones 9 y 39. Entre las tres aleaciones 38, 40 y 41, la aleación 41 alcanza obtiene de límite elástico ligeramente más altos. La aleación presenta con 1 % un contenido de Ta ligeramente más alto. Los valores de límite elástico de la aleación 42 son casi comparables al nivel de valores de límite elástico de la aleación 9, aunque la aleación 42 presenta un contenido de Nb más bajo, pero con 2 % también el contenido de Ta más alto en esta serie de aleaciones.
Consideremos ahora las aleaciones 43, 44 y 45 con contenidos de W de 0,5 %, 1 % y 2 % en comparación con la aleación 9, que con 0,02 % sólo presenta un contenido de W muy bajo. En el caso del tratamiento térmico por precipitación de 850 °C/8 h, el nivel de los valores de límite elástico de las aleaciones 43, 44 y 45 aumenta sólo ligeramente con contenido de W creciente en comparación con el nivel de valores de límite elástico de la aleación 9.
Consideremos ahora las aleaciones 46, 47 y 48 con contenidos de Hf de 0,5 %, 1 % y 2 % en comparación con la aleación 9, que no contiene Hf. En el caso del tratamiento térmico por precipitación de 850°C/8h, el nivel de valores de límite elástico aumenta con contenido de Hf creciente, de modo que los valores de límite elástico de la aleación 48, es decir, con el contenido de Hf más alto en esta serie de aleaciones (2 %), son claramente más altos en comparación con la aleación 9 exenta de Hf.
Además de los análisis del lote de referencia 420420 y el número de análisis de referencia 1, en la Tabla 11a se consideran análisis adicionales con variaciones en los contenidos de Nb, Ta y W. Estos son los números de análisis 50 a 57. En la Tabla 11b se enumeran los resultados de los cálculos para estas variaciones de análisis. Dependiendo de los requisitos de los componentes, se pueden producir altas cargas termomecánicas para aplicaciones de alta temperatura, para estas aplicaciones puede ser aconsejable reemplazar parcialmente Nb por Ta; Además de la sustitución de Al en la fase y', Ta ralentiza los procesos de difusión en la aleación. Además, esto aumenta considerablemente. En este caso, la cinética de precipitación se deteriora de forma conveniente para la procesabilidad. En las aleaciones 50-52 y 57, la fase Delta se puede utilizar para la solidificación de límites de grano a alta temperatura.
Tabla 11 a: Análisis de aleaciones seleccionadas con variación de contenidos de Ni, Nb, Ta, W
Tabla 11b: Propiedades calculadas de las fases y aleaciones de la Tabla 11a.
En las tablas 11 c-1 a 11 c-3 se enumeran los valores calculados de fracciones y tamaños de partícula de la fase gamma’, así como los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura de prueba de las aleaciones de la Tab. 11a para los tratamientos térmicos por precipitación 700°C/8h, 850°C/8h y 850°C/24h para el tamaño de grano ASTM 4,5.
Tabla 11 c-1: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 700°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab.11 a.
Tabla 11 c-2: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 8 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab.11 a.
Tabla 11 c-3: Fracciones y tamaños de partícula calculados de la fase de precipitación gamma' y valores de límite elástico mecánico Rp0,2 en función de las temperaturas de prueba de 650°C a 900°C tras un tratamiento térmico por precipitación de 850°C / 24 h para un tamaño de grano ASTM 4,5 de análisis de aleación de la Tab.11a.
En especial, si se consideran los datos de la Tab. 11 c-2, es decir, en el caso de tratamiento térmico por precipitación de 850°C/8h, se puede observar que las aleaciones 54, 55, 56 y 57, que con 3,5 %, 3 %, 3,1 % y 2,8 % presentan los contenidos de Al más altos en esta serie de aleaciones, obtienen un alto nivel de valores de límite elástico. Las aleaciones 54 a 57 presentan además un contenido de Ta más alto con 0,5 %, o bien 1 %; sin embargo, con solo 0,1 % presenta un bajo contenido de Ti. La aleación 50, que con 2,6 % presenta un contenido de Al no tan alto, obtiene igualmente un nivel bastante alto de valores de límite elástico. Además de 0,5 % de Ta, la aleación 50 presenta con 0,3 % un contenido de Ti ligeramente más alto.
En la Tabla 12 se representan los análisis de ejemplo según la invención, que pueden sustituir las aleaciones de referencia convencionales con las mismas y/o mejores propiedades a alta temperatura a través de composiciones adaptadas debido a la procesabilidad mejorada:
Tabla 12
Grupo 0: VDM Alloy 780 estándar (Tabla 13)
Grupo 1: Composiciones adaptadas de polvo de VDM Alloy 780 - Tabla 14 (a,b) con procesabilidad y estabilidad estructural mejoradas.
Grupo 2: Composiciones optimizadas de polvo de VDM Alloy 780HT para las aplicaciones a temperaturas más altas en comparación con polvo de VDM Alloy 780 estándar. Estas aleaciones presentan una fracción volumétrica de y' aumentada, aunque limitada a 35 %. En este grupo se representan a modo de ejemplo las aleaciones que presentan fracciones reducidas de fase Delta en el intervalo de temperatura entre 800°C y 900°C (Tabla 15).
Grupo 3: Composiciones optimizadas de polvo de VDM Alloy 780HT para las aplicaciones a temperaturas más altas en comparación con polvo de VDM Alloy 780 estándar. Estas aleaciones presentan una fracción volumétrica de y' aumentada, aunque limitada a 35 °%. En este grupo se representan a modo de ejemplo las aleaciones que no presentan fase Delta en comparación con el grupo 2 (Tabla 16).
Grupo 4 y 5: Composiciones optimizadas de polvo de VDM Alloy 780HT para las aplicaciones de a temperaturas más altas en comparación con polvo VDM Alloy 780. Estas aleaciones presentan fracciones volumétricas más altas de fase y'. De manera análoga a los grupos 2 y 3 se resumen las aleaciones con y sin fase Delta. En los 5 grupos, la fase eta no está presente, o bien no es termodinámicamente estable (Tablas 17 y 18).
Tabla 13: Grupo 0
Tabla 14b: Grupo 1
Tabla 15a: Grupo 2 Tabla 15b: Grupo 2
Tabla 16a: Grupo 3
Tabla 16b: Grupo 3
Tabla 17a: Grupo 4
Tabla 17b: Grupo 4
Tabla 18a: Grupo 5
Tabla 18b: Grupo 5
La aleación en polvo tiene una procesabilidad y estabilidad estructural mejoradas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 si se cumplen los siguientes requisitos y criterios:
Al 1,8-2,4 % en peso
Co 15-23 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo de VDM Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de y' más altas, aunque limitadas a 35 %. En el intervalo de temperatura entre 800° y 900°C están presentes fracciones reducidas de fase Delta. La aleación presenta una combinación especialmente buena de procesabilidad y resistencia al cambio de carga a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
Al 2,3-2,8 % en peso
Co 19-25 % en peso
Nb 4,5-5,5 % en peso
Mo 3,0-5,0 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo de VDM Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de y' más altas, aunque limitadas a 35 %. En el intervalo de temperatura entre 800° y 900°C están presentes fracciones reducidas de fase Delta. Esta aleación presenta asimismo tiene una combinación especialmente buena de procesabilidad y resistencia al cambio de carga a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
Al 2,4-3,0 % en peso
Co 18-22 % en peso
Nb 3,5-5,0 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo VDM de Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de<y>' más altas, aunque limitadas a 35 %. En el intervalo de temperatura entre 800° y 900°C están presentes fracciones reducidas de fase Delta. También esta aleación presenta una combinación especialmente buena de procesabilidad y resistencia al cambio de carga a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
Al 2,4-3,0 % en peso
Co 18-22 % en peso
Nb 4,5-6,0 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo de VDM Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de y' más altas, aunque limitadas a 35 %. En el intervalo de temperatura entre 800° y 900°C están presentes fracciones reducidas de fase Delta. La aleación presenta una combinación especialmente buena de procesabilidad y resistencia al cambio de carga a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
Al 2,4-3,3 % en peso
Co 18-22 % en peso
Nb 3,8-6,0 % en peso
Te 0,5-2,5 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo de VDM Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de y' más altas. La aleación presenta una combinación especialmente buena de procesabilidad y alta resistencia mecánica a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
Al 2,4-4 % en peso
Co 12-35 % en peso
Nb 3,8-6,0 % en peso
Ti 0-1 % en peso
Gracias a una composición optimizada del polvo de VDM Alloy 780 HT, la aleación en polvo es adecuada para la aplicación a temperaturas más altas en comparación con el polvo de VDM Alloy 780 estándar. Esta aleación presenta fracciones volumétricas de<y>' más altas. La aleación tiene una combinación especialmente buena de procesabilidad y alta resistencia mecánica a temperaturas más altas. Se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios.
AI 2,4-3,2 % en peso
Co 12-35 % en peso
Nb 3,8-6,0 % en peso
Ti 0,5-3,0 % en peso
Las aleaciones en polvo Alloy 780 HT descritas obtienen un nivel de resistencia igual o claramente mayor que el análisis de referencia estándar anterior Alloy 780, que se determina mediante los valores de límite elástico Rp0,2 dependientes de la temperatura. En particular, en el caso de aleaciones que presentan una temperatura de solvus gamma' más alta (por ejemplo aleaciones con contenidos de Al claramente más altos que 2,2 %), el fuerte gradiente del límite elástico Rp0,2 se desplaza a temperaturas de prueba más altas. Esto es especialmente interesante para una posible temperatura de aplicación más alta de un componente.
Dentro de una composición química definida, varios parámetros influyen en el nivel de resistencia mecánica dependiente de la temperatura de prueba:
- La temperatura de recocido y el periodo de recocido del tratamiento térmico por precipitación, así como la velocidad de enfriamiento después del tratamiento térmico en disolución, influyen tanto en la proporción como en el tamaño de partícula de la fase gamma’. Estas magnitudes en combinación influyen a su vez en el nivel de resistencia dependiente de la temperatura de prueba.
- El tamaño de grano de la estructura influye en el nivel de resistencia dependiente de la temperatura de prueba. La estructura y, en particular, el tamaño de grano se ven influenciados, entre otras cosas, por la temperatura de recocido y el periodo de recocido del tratamiento térmico en disolución.

Claims (23)

REIVINDICACIONES
1. Procedimiento para la producción de un polvo de una aleación de níquel-cobalto, en donde los contenidos (en % en peso) se definen como sigue:
C > 0 - máx. 0,1 %
S máx. 0,015 %
Cr 13-23 %
Ni resto (> 30 %)
Mn máx. 1,0 %
Si máx. 1,0 %
Mo 1 -6 %
Ti > 0-3,0 %
Nb+Ta 3-8 %
Cu máx. 0,5 %
Fe > 0 - máx. 10 %
Al > 0 - < 4,0 %
V hasta 4 %
Zr > 0 - máx. 0,1 %
Co >12 - < 35 %
W hasta 4 %
Hf hasta 3,0 %
O máx. 0,1 %
N > 0 - máx. 0,1 %
Mg > 0 - máx. 0,01 %
B > 0 - máx. 0,02 %
P > 0 - máx. 0,03 %
Ar 0 - máx. 0,08 %
Sí máx. 0,0005 %
Bi máx. 0,00005 %
Pb máx. 0,002 %,
- fundiéndose una aleación en un horno VIM,
- manteniéndose la masa fundida líquida durante 5 minutos a 2 horas, en especial 20 minutos a 2 horas, para la homogeneización,
- ajustándose una instalación de atomización cerrada con un gas suministrado a un punto de rocío de -10 °C a -120 °C,
- insuflándose la masa fundida a través de una boquilla en una corriente de gas con un caudal de gas de 2 m3/min a 150 m3/min,
- recogiéndose las partículas de polvo solidificadas en un recipiente hermético a gases, en donde
- las partículas tienen un tamaño de partícula de 5 pm a 250 pm,
- las partículas del polvo son esféricas,
- el polvo tiene inclusiones de gas que constituyen del 0,0 al 4 % del área de poros (poros > 1 pm) en proporción al área total de los objetos evaluados,
- el polvo tiene una densidad aparente de 2 hasta la densidad de la aleación de aproximadamente 8 g/cm3,
- el polvo se envasa herméticamente bajo una atmósfera de gas protector con argón.
2. Procedimiento según la reivindicación 1 con contenidos (en % en peso) que se definen como sigue:
Fe > 0 - máx. 5 %
Co >15 - < 27 %
Cr 16 - 22 %
Mo 2 - 6 %
W hasta 4 %
Hf hasta 2,5 %
Nb+Ta 3,5-7,5 %
Al 1,6-3,5 %
Mn máx. 0,6 %
Ti 0,0005 - < 2 %, especialmente < 1,0 %
Si 0,0005-0,4 %
C > 0 - máx. 0,05 %
P > 0 - máx. 0,025 %
N > 0 - máx. 0,1 %
Mg > 0 - máx. 0,008 %
B > 0 - máx. 0,02 %
Zr > 0 - máx. 0,1 %
Ar máx. 0,05 %
Ni resto (> 30 %)
3. Procedimiento según la reivindicación 1 o 2, en el que se deben cumplir los siguientes requisitos y criterios:
Mo W > 2,5
0,0005 < B Zr P < 0,15
S Se Bi Pb < 0,1
900°C < solvus y’ < 1130°C
20 % < fracción volumétrica de y’ < 45 % en estado recocido por precipitación
4. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 3 con contenidos (en % en peso): Al 1,8-2,4; Co 15-23.
5. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 4 con contenidos (en % en peso): Al 2,3-2,8; Co 19-25, Nb 4.5- 5,5; Mo 3,0-5,0.
6. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 5 con contenidos (en % en peso): Al 2,4-3,0; Co 18-22; Nb 3.5- 5,0.
7. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 6 con contenidos (en % en peso): Al 2,4-3,0; Co 18-22, Nb 4.5- 6,0.
8. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 7 con contenidos (en % en peso): Al 2,4-3,3; Co 18-22, Nb 3,8-6,0; Ta 0,5-2,5.
9. Método según una de las reivindicaciones 1 a 8, en donde
- la aleación se produce primero como un bloque de aleación maestra con análisis químico definido mediante fusión en el horno VIM, VIM/ESU, VIM/ESU/VAR, VIM/VAR VOD o VLF con posterior refundición en el ESU y/o VAR en caso necesario,
- el bloque de aleación maestra se separa en piezas pequeñas mediante serrado,
- las piezas de aleación maestra se funden en un horno VIM.
10. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque el gas suministrado es un gas inerte.
11. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 10, caracterizado porque el gas suministrado es argón.
12. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 11, caracterizado porque la corriente de gas en la que se atomiza es argón.
13. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 12, caracterizado porque la corriente de gas en la que se atomiza es nitrógeno.
14. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 13, caracterizado porque la corriente de gas en la que se atomiza es una mezcla de nitrógeno y argón.
15. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 14, caracterizado porque la atomización se efectúa con 0,5 a 80 kg/min.
16. Procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 15, con recocidos de baja tensión a realizar sobre componentes impresos a partir de los mismos entre 300 °C y 600 °C con tiempos de recocido de 0,5 h a 10 h y temperaturas de recocido en disolución entre 850 °C y 1250 °C con periodos de recocido entre 30 minutos y 30 horas y tratamientos térmicos por precipitación de una o dos etapas con temperaturas de recocido en el intervalo entre 600 °C y 900 °C y periodo de recocido en el intervalo de 1 a 30 horas, para ajustar tamaños de grano definidos de 0,5 gm -2000 gm, proporciones (> 25 %) y tamaños de partícula (10-300 nm) de la fase gamma' y propiedades de resistencia mecánica elevadas (iguales o más altas en comparación con la aleación 1).
17. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación aditiva o HIPen de componentes o piezas estructurales.
18. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación aditiva o HIPen de capas sobre componentes o piezas estructurales.
19. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación de componentes de turbinas.
20. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación de componentes para la industria del petróleo y del gas.
21. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación de válvulas o bridas.
22. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación de componentes para la industria del automóvil.
23. Utilización de un polvo producido según el procedimiento según una de las reivindicaciones 1 a 16, producido para la fabricación de componentes para la industria de procesos químicos y la construcción de hornos.
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