BR112019021654A2

BR112019021654A2 - Superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação e artigo fabricado a partir da superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação

Info

Publication number: BR112019021654A2
Application number: BR112019021654-5A
Authority: BR
Inventors: Forsik Stephane; Polar-Rosas Alberto; Wang Tao; Kernion Samuel; Epler Mario; Zhou Ning
Original assignee: Crs Holdings, Inc.
Priority date: 2017-04-21
Filing date: 2018-04-20
Publication date: 2020-05-12
Also published as: US20180305792A1; CN111051548B; CN111051548A; IL269854A; MX2019012545A; EP3612656A2; WO2019018038A3; CA3060104A1; US11718897B2; JP6965364B2; US20220380867A1; JP2020517821A; CA3060104C; KR102403029B1; KR20200002965A; WO2019018038A2

Abstract

divulga-se uma superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação. a liga caracteriza-se pela seguinte composição porcentual em peso: c de cerca de 0,01 a cerca de 0,15; cr de cerca de 6,00 a cerca de 15,00; ni de cerca de 30,00 a cerca de 45,00; w de cerca de 3,00 a cerca de 15,00; ti de cerca de 0,50 a cerca de 4,00; al de cerca de 3,00 a cerca de 7,00; nb até cerca de 2,50; ta até cerca de 6,00; hf até cerca de 1,50; zr até cerca de 1,50; b até cerca de 0,20; mo até cerca de 2,50; si até cerca de 1,50. o balanço da liga é cobalto e impurezas usuais. a liga provê uma nova combinação de resistência e ductilidade após exposição prolongada a temperaturas operacionais elevadas, como encontradas em turbinas a gás e motores a jato. divulga-se também um artigo de aço de grão fino confeccionado com a liga. o artigo de aço caracteriza-se também por uma camada superficial contínua de al2o3 e cr2o3 que protege a liga de oxidação nas temperaturas operacionais elevadas.

Description

SUPERLIGA À BASE DE COBALTO-NÍQUEL ENDURECÍVEL POR PRECIPITAÇÃO E ARTIGO FABRICADO A PARTIR DA SUPERLIGA À BASE DE COBALTO-NÍQUEL ENDURECÍVEL POR PRECIPITAÇÃO

Campo da invenção

[0001] Esta invenção refere-se a superligas para aplicações em temperaturas muito elevadas e a uma superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação que provê boa resistência à oxidação, resistência muito boa e estabilidade microestrutural em temperaturas significativamente maiores que a de superligas à base de níquel conhecidas e que a de superligas à base de cobalto conhecidas. A invenção refere-se também a um artigo de grão fino produzido a partir da liga. Descrição da técnica relacionada

[0002] Para obter melhor eficiência de combustível e desempenho me geradores de turbinas a gás e motores a jato do que os atualmente disponíveis, os fabricantes desses equipamentos estão projetando a próxima geração das turbinas a gás para operar em temperaturas significativamente mais altas do que as atualmente em uso. Superligas à base de níquel tais como INCONEL® 718, INCONEL® 70 6 e WASPALOY têm sido usadas para fabricar rotores de turbinas a gás e outros componentes. As superligas à base de níquel conhecidas provêm boa resistência e resistência à fluência em temperaturas de até cerca de 750°C (1380°F) . No entanto, espera-se que projetos mais novos de turbinas a gás exigirão uma superliga que possa prover elevada resistência em temperaturas maiores ou iguais a 800°C (1472°F).

[0003] As superligas de endurecimento por precipitação à base de níquel conhecidas obtêm sua resistência em temperaturas elevadas principalmente através da precipitação

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2/20 da principal fase gama intermetálica (γ' ) no material de matriz da liga. A temperatura solvus da γ' à base de níquel em WASPALOY é de cerca de 1020°C (1870°F). Consequentemente, as superligas à base de níquel conhecidas sofrem um rápido declínio de resistência e resistência à fluência quando a temperatura operacional em serviço se aproxima daquela temperatura. Tendo em vista a mudança esperada por temperaturas operacionais mais altas para turbinas a gás e motores a jato, surgiu a necessidade de uma superliga endurecível por precipitação que forneça resistência muito elevada e resistência à fluência muito boa numa temperatura maior que 675°C (1250°F) num teste de 1000 horas a 630 MPa (91,4 ksi).

[0004] Sabe-se que ligas de cobalto-níquel contendo Al e W podem ser reforçadas pela precipitação da fase ordenada Ll₂, precipitado γ' (Co₃(A1, W) ) e pela precipitação do precipitado γ' Ni₃(Al, Ti) encontrados nas superligas à base de Ni conhecidas. No entanto, na prática, descobriu-se que a fase ternária de Co-W-Al sozinha não provê propriedades suficientemente melhoradas quando se compara com as ligas à base de Ni existentes, especialmente durante exposição prolongada a temperaturas elevadas. Igualmente, a fase ternária de Co-W-Al sofre oxidação acelerada durante exposição prolongada a temperaturas elevadas, que resulta numa perda de massa na liga e consequentemente, uma redução de vida útil em tais temperaturas.

[0005] Consequentemente, há necessidade de uma superliga tendo uma combinação de propriedades para aplicações em temperaturas muito altas, isto é, uma combinação de resistência, resistência à fluência, resistência à oxidação e

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3/20 estabilidade prolongada (de longo prazo).

Breve sumário da invenção

[0006] As desvantagens das superligas à base de níquel e cobalto conhecidas descritas acima são resolvidas, em grande parte, por uma superliga à base de cobalto com uma nova química que é projetada para fornecer uma combinação desejada de propriedades mecânicas e resistência à oxidação para a próxima geração de turbinas a gás e de motores a jato. De acordo com a presente invenção provê-se uma superliga à base de cobalto endurecível por precipitação tendo as composições ampla e preferida em porcentagem em peso.

	Ampla	Preferida
c	0,01-0,15	0,02-0,10
Cr	6,00-15,00	7,00-9,80
Ni	30,00-45,00	34,00-41,00
W	3,00-15,00	3,00-12,00
Ti	0,50-4,00	0,60-2,00
Ta	0-6,00	0,50-5,00
Hf	Até 1,50	Até 0,50
Al	3,00-7,00	3,00-5,00
Nb	Até 2,50	Até 2,00
Zr	Até 1,50	Até 1,00
B	Até 0,20	Até 0,10
Mo	Até 2,50	Até 2,00
Si	Até 1,50	Até 1,00

O balanço da composição da liga é cobalto e as impurezas usuais encontradas em superligas endurecíveis por precipitação destinadas ao serviço ou uso igual semelhante.

[0007] Na solução tratada e condições de endurecimento por envelhecimento, a liga de acordo com esta invenção é projetada para prover um limite convencional de elasticidade de cerca de 700-1380 MPa (100-200 ksi) numa temperatura de 650-815°C (1200-1500°F) . A liga também é projetada para garantir a estabilidade do precipitado de reforço γ'quando a liga é exposta a uma temperatura de cerca de 700-1050°C

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4/20 (1300-1920°F) por um período maior ou igual a 1000 horas.

[0008] A tabulação anterior como um resumo conveniente não se destina a restringir os valores inferiores e superiores das faixas dos elementos individuais da liga desta invenção para uso em combinação entre si. Assim, uma ou mais das faixas de elementos da composição ampla podem ser usadas com uma ou mais das outras faixas dos elementos restantes na composição preferida. Além disso, um mínimo ou máximo para um elemento de uma faixa ampla pode ser usado com o máximo ou mínimo para aquele elemento de uma faixa preferida.

[0009] Aqui e em todo o relatório descritivo e reivindicações deste pedido de patente o termo por cento e o símbolo % significam por cento em peso ou por cento em massa, salvo se indicado diferentemente. Igualmente, o símbolo γ identifica o material de matriz e y' e γ identificam os precipitados intermetálicos que estão presentes na liga após um tratamento térmico de duas etapas incluindo recozimento de solubilização e etapas de endurecimento por precipitação.

Breve descrição das figuras

[0010] O sumário anterior e a descrição detalhada a seguir serão entendidos melhor quando lidos juntamente com as figuras, onde:

[0011] A Figura IA é uma f otomicrograf ia óptica de uma amostra da liga de acordo com a presente invenção numa ampliação de 1000X após exposição a uma temperatura de 704°C (1300°F) por 100 horas;

[0012] A Figura 1B é uma fotomicrografia óptica de uma segunda amostra da liga numa ampliação de 1000X após exposição a uma temperatura de 760°C (1400°F) por 100 horas;

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[0013] A Figura 1C	é uma fotomicrografia óptica de uma
terceira amostra da	liga numa ampliação de 1000X após

exposição a uma temperatura de 815,5°C (1500°F) por 100 horas;

[0014] A Figura 2

é uma fotomicrografia óptica de uma

amostra da liga desta invenção numa ampliação de 500X após processamento termomecânico;

[0015] A Figura 3 é

uma imagem FEF-SEM de material de uma

amostra da liga numa ampliação de 50677X;

[0016] A Figura 4, mostra gráficos de limite convencional de elasticidade como uma função da temperatura para amostras da liga desta invenção e WASPALOY;

[0017] A Figura 5A

é um diagrama de barras de limite

convencional de elasticidade para uma amostra da liga na

condição envelhecida

e após exposição a uma temperatura de

704°C (1300°F) por 1000 horas;

[0018] A Figura 5B

é um diagrama de barras de limite

convencional de elasticidade para uma segunda amostra da liga na condição envelhecida e após exposição a uma temperatura de 815,5°C (1500°F) por 1000 horas;

[0019] A Figura 6 mostra uma imagem BS e mapas para Ni, Co,

0, Al, Cr, Ti e W de

uma amostra da liga de acordo com esta

invenção;

[0020] A Figura 7

mostra gráficos de taxa de oxidação

(mudança de peso especifico) como uma função de horas a

1000°C para amostras

da liga desta invenção e amostras de

WASPALOY; e

[0021] A Figura 8 é um diagrama de fases de liga para a liga de acordo com a presente invenção preparada usando o software de modelagem de ligas THERMO-CALC®.

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Descrição detalhada da invenção

[0022] Pelo menos cerca de 0,01% e preferivelmente pelo menos cerca de 0,02% de carbono está presente nesta liga. O carbono favorece a elevada resistência e a boa resistência à fluência provida pela liga em temperaturas elevadas, combinando com outros elementos para formar carbetos. Entre os carbetos úteis presentes nesta liga estão os carbetos MC, M23C6, M₆C e M7C3 onde M é um ou mais dos elementos cromo, molibdênio, tungstênio, titânio, tântalo e háfnio. O excesso de carbono não provê um beneficio adicional à resistência e afeta adversamente a resistência à oxidação provida por esta liga. Portanto, o carbono está limitado a não mais que cerca

de 0,15% nesta	liga	e preferivelmente	a	não	mais	que cerca	de
0,10%.
[0023] Esta	liga	contém pelo menos	cerca	de 3,00%	de
tungstênio e	pelo	menos cerca de	3	, 00%	de	alumínio.	0

tungstênio e o aluminio combinam-se com cobalto nesta liga para formar um precipitado γ' à base de cobalto (Cos(Al, W)) após recozimento de solubilização e tratamento térmico de envelhecimento. A fase γ' à base de cobalto no sistema de liga de Co-Al-W ternária e metaestável porque ela se decompõe em fases γ, B2 e DO19 quando exposta a temperaturas de cerca de 900°C (1650°F) por periodos de tempo muito longos. A fim de estabilizar a fase γ' à base de cobalto, quantidades controladas de níquel e titânio são incluídas na liga tal como descrito adicionalmente abaixo. Espera-se que a temperatura solvus de γ' à base de cobalto no sistema de CoAl-W-Ni-Ti será maior que cerca de 1050°C (1922°F). A retenção de uma quantidade substancial das fases γ' nesta liga nas temperaturas operacionais previstas da próxima

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7/20 geração de turbinas a gás e motores a jato resultará numa retenção significativa da resistência e da resistência à fluência provida pela liga. O aluminio também contribui para a boa resistência à oxidação em temperatura elevada e para a boa resistência à corrosão provida por esta liga. Nesse aspecto, o aluminio combina-se com oxigênio disponível para formar uma camada de óxido de aluminio (A1₂O₃) na superfície dos produtos fabricados com esta liga, quando formada como uma camada continua, protege a liga contra oxidação adicional. A camada de A1₂O₃ é continua quando ela não tem substancialmente quaisquer aberturas ou descontinuidades através das quais o oxigênio pode facilmente penetrar. O balanço quimico na liga reivindicada neste pedido de patente promove a formação da camada continua de A1₂O₃ em temperaturas acima de 800°C (1472°F). Excesso de aluminio e/ou tungstênio promove a precipitação de fases deletérias tais como B2 e DO19. Portanto, o aluminio está restrito a não mais que cerca de 7,00% e preferivelmente a não mais que cerca de 5,00% na liga desta invenção. O tungstênio está limitado a não mais que cerca de 15,00% e preferivelmente a não mais que cerca de 12,00% nesta liga.

[0024] O titânio substitui parte do aluminio no precipitado de reforço de γ' à base de cobalto que se forma nesta liga e, assim, aumenta a faixa de quimicas que provêm precipitado γ' que é estável em temperaturas elevadas experimentadas durante a operação de turbinas a gás e de motores a jato. O titânio também favorece a resistência provida pela liga aumentado a temperatura solvus do precipitado de reforço γ'. Portanto, a liga contém pelo menos cerca de 0,50% e preferivelmente pelo menos cerca de 0,60% de titânio. Excesso de titânio resulta

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8/20 na formação de fases secundárias indesejáveis tal como B2, por exemplo. Por essa razão, a liga contém não mais que cerca de 4% de titânio e preferivelmente não mais que 2,00%.

[0025] Até cerca de 6,00% de tântalo pode estar presente nesta liga porque ele provê os mesmos benefícios que o titânio. O tântalo também contribui para a resistência da solução sólida provida por esta liga. Preferivelmente, a liga contém pelo menos cerca de 0,50% e ainda melhor contém pelo menos cerca de 2,00% de tântalo. Assim como com o titânio, excesso de tântalo pode resultar na formação de fases secundárias indesejáveis tais como fases Mu (μ) e de Laves. Portanto, a quantidade de tântalo nesta liga restringe-se a não mais que cerca de 6,00% e preferivelmente a não mais que cerca de 5,00%.

[0026] Pelo menos cerca de 6,00%, ainda melhor pelo menos cerca de 7,00% e preferivelmente a não mais que cerca de 8,00% de cromo está presente nesta liga para beneficiar a resistência à oxidação e a resistência à corrosão da liga (incluindo a resistência à corrosão geral e a resistência à corrosão localizada) nas temperaturas elevadas encontradas em turbinas a gás e motores a jato. Quando presente numa quantidade maior ou igual a 8,00%, o cromo age como um absorvedor de oxigênio promovendo a formação de fase de Cr₂C>3 densa e protetora que contribui para a formação de uma camada aderente continua, protetora, mais interna de AI2O3. Excesso de cromo pode levar à formação de fases secundárias indesejáveis tais como μ e B2. A fase μ é considerada como sendo uma fase de TCP indesejável nesta liga que pode precipitar de modo intergranular e intragranular. Um dos exemplos de trabalho descrito abaixo que continha mais que

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10% de cromo mostrou uma quantidade considerável daqueles precipitados (vide, Figura 1) . A fase um (μ) também afeta adversamente as propriedades mecânicas em altas temperaturas desta liga durante a exposição prolongada (de longo prazo). A fase μ, também afeta adversamente a resistência à corrosão e a resistência à oxidação providas pela liga de acordo com esta invenção.

[0027] Além disso, observou-se que quando a quantidade de cromo está acima de cerca de 9,8%, a temperatura solvus de γ' é reduzida. Esse efeito diminui a capacidade de reforço esta liga em temperaturas acima de 1000°C (1832°F) . Por todas as razões anteriores o cromo está limitado a não mais que cerca de 15,00% ou 12,00% e preferivelmente a não mais que cerca de 9,8% nesta liga, por exemplo, a não mais que 9,5% ou 9,0%.

[0028] O niquel combina-se com aluminio e titânio disponíveis para formar fase de reforço γ' à base de niquel durante o tratamento térmico da liga. O niquel também estabiliza a fase γ' à base de cobalto e ajusta o desencontro de γ/γ' para uma fase mais benéfica. O desencontro de γ/γ' é um parâmetro conhecido dos especialistas na técnica e é definido pela seguinte relação: ((parâmetro de reticulo cristalino do precipitado - parâmetro de reticulo cristalino da matriz de liga) f (parâmetro de reticulo cristalino de matriz de liga)) x 100%. Uma interface coerente entre o material de matriz γ e o precipitado γ' é necessária para obter uma microestrutura estável e é produzida quando o valor absoluto do parâmetro de desencontro de γ/γ' é tão pequeno quanto possível. Pelas razões descritas acima, a liga desta invenção contém pelo menos cerca de 30,00% e preferivelmente pelo menos cerca de 34,00% de níquel. Como as adições de

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10/20 níquel diminuem a quantidade de cobalto no balanço da liga, excesso de níquel reduzirá os benefícios de ter o cobalto como o elemento de liga principal nesta liga. Portanto, a liga contém não mais que cerca de 45% e preferivelmente não mais que cerca de 41,00% de níquel.

[0029] A liga pode conter até cerca de 1,50% de zircônio o que beneficia a resistência à corrosão em temperaturas elevadas da liga. Pelo menos cerca de 0,02% está presente na liga para obter o benefício desejado. Preferivelmente, a liga contém não mais que cerca de 1,00% de zircônio. A liga desta invenção também pode conter até cerca de 0,20% de boro, o que contribui para a resistência limite de grão e para a resistência à oxidação provida pela liga. Para esses propósitos, pelo menos cerca de 0,02% de boro está presente. Opcionalmente, a liga pode conter até cerca de 2,50% de nióbio que beneficia a resistência em temperatura elevada provida pela liga por reforço de solução sólida e combinandose com níquel para formar a fase de reforço γ. No entanto, excesso de nióbio pode resultar na formação de fases secundárias indesejáveis tais como as fases μ e de Laves. Portanto, prefere-se que a liga contenha não mais que cerca de 2,00% de nióbio.

[0030] O háfnio é um formador de carbeto do tipo MC forte. Quando presente, ele forma HfC fino que libera tungstênio e titânio da formação de carbeto MC e disponibiliza esses elementos para a primeira fase gama de reforço principal. Uma pequena quantidade de háfnio também promove a formação de limites de grãos serrilhados (torcidos) que melhoram as propriedades de ruptura por tensão e resistência à fadiga por permanência providas pela liga. Uma pequena, mas eficaz

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11/20 quantidade de háfnio aumenta a resistência à sulfuração e à corrosão em temperatura elevada nesta liga. Verificou-se que excesso de háfnio pode diminuir significativamente a temperatura do sólido, o que leva à fusão incipiente quando a liga é trabalhada a quente. Portanto, a liga contém não mais que cerca de 1,50% e preferivelmente não mais que cerca de 0,50% de háfnio.

[0031] Até cerca de 2,50% de molibdênio também pode estar presente nesta liga em substituição a parte do tungstênio para diminuir a densidade da liga. O molibdênio favorece também a resistência à fluência provida pela liga. No entanto, preferivelmente, a liga contém não mais que cerca de 2,00% de molibdênio para evitar a formação de fases indesejadas tais como μ e DO19. Esta liga pode conter ainda até cerca de 1,50% de silício para promover a formação de uma camada superficial protetora durante a oxidação em temperatura elevada da liga. Excesso de silício pode resultar na fragmentação da camada protetora contra a oxidação. Portanto, a liga contém, preferivelmente, não mais que cerca de 1,00% de silício.

[0032] O balanço da liga é cobalto e as impurezas usuais encontradas em graus comerciais de superligas destinadas a serviços semelhantes. Preferivelmente, a liga contém cerca de 35,00-43,00% de cobalto.

[0033] Os elementos anteriores e suas faixas de porcentagens em peso são selecionados para prover uma nova combinação de propriedades. Como notado anteriormente acima, a liga é projetada para prover uma temperatura solvus de γ' maior que cerca de 1050°C (1922°F) para que a liga possa prover elevada resistência e boa resistência à fluência

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12/20 quando usada em temperaturas operacionais mais altas que as normalmente usadas em turbinas a gás e motores a jato. A composição da liga também é selecionada para garantir que fases secundárias indesejáveis tais como fases DO19, B2, μ e de Laves, dissolvam-se em temperaturas significativamente menores que as fases de reforço γ' . Para obter alta resistência em temperaturas elevadas, a liga é projetada para prover mais que cerca de 45 por cento em volume das fases de reforço γ' na solução tratada e condição de aumento de dureza com o tempo. A composição da liga é projetada ainda para prover uma janela de formabilidade a quente que é maior que cerca de 110°C (200°F). A janela de formabilidade a quente é definida como a diferença entre a temperatura solvus de γ' e a temperatura de sólido. Ela representa a faixa de temperatura na qual a liga pode rapidamente ser trabalhada a quente.

[0034] Nenhuma técnica de fusão especial é necessária para produzir a liga desta invenção. Preferivelmente, a liga é fundida por fusão por indução a vácuo (VIM) e refinada por refusão por eletrodos consumiveis tais como refusão com eletroescória (ESR) e/ou refusão por arco a vácuo (VAR) . Em aplicações criticas pode-se usar um processo de fusão triplo compreendendo VIM + ESR + VAR. O lingote refundido é tipicamente trabalhado a quente até um tamanho e forma intermediários. Para obter as propriedades mecânicas ótimas bem como estabilidade de longo prazo em temperatura elevada, esta liga é, preferivelmente, processada termomecanicamente. Mais especificamente, o lingote fundido é aquecido numa temperatura que é selecionada para prover homogeneização da química de liga dentro do lingote. A temperatura de

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13/20 homogeneização é selecionada, principalmente, baseada na composição química do lingote da liga e é preferivelmente maior ou igual a cerca de 1120°C (2050°F) . O tempo na temperatura para cada etapa selecionada baseia-se no tamanho do lingote.

[0035] Após completar o ciclo de homogeneização, o material é trabalhado a quente preferivelmente a partir de uma temperatura menor ou igual a cerca de 1205°C (2200°F). Um processo de formação a quente subsequente pode ser aplicado ao material de liga para deformação adicional. A etapa de formação a quente adicional, que pode incluir, um ou mais de prensagem, forjamento, laminação a quente, perfilagem ou uma técnica de trabalho a quente semelhante, é executada a partir de uma temperatura de partida na ou próxima da temperatura solvus de γ' . A etapa de formação a quente adicional transmite uma quantidade suficiente de deformação numa taxa de deformação apropriada para atingir a microestrutura desejada. Preferivelmente, a temperatura de formação a quente para o material de tarugo é menor ou igual a cerca de 1120°C (2050 °F) . A combinação de nova química e processamento termomecânico encontrada pelos inventores para prover uma estrutura granulada fina com um número de tamanho de grão de ASTM de 6 a 12. Preferivelmente, a liga é caracterizada por um número de tamanho de grão maior que 8. A liga também pode ser trabalhada a frio em um grau limitado após o processamento termomecânico.

[0036] Formas de produtos da liga tais como barras, tarugos, tiras, fios metálicos e hastes são tratadas a quente para desenvolver a resistência muito elevada que caracteriza a liga. A este respeito a liga é solução tratada numa

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14/20 temperatura de 871°C a 1260°C (1600°F a 2300°F) durante 0,1 a 100 horas e depois envelhecida em uma única ou em múltiplas etapas numa temperatura de 482°C a 871°C (900°F a 1600°F) durante 0,1 a 100 horas. A temperatura, tempo e parâmetros de resfriamento para o tratamento de solução e tratamento de envelhecimento variarão dependendo do tamanho da seção transversal do material de liga e da combinação de resistência, ruptura por tensão e resistência à fluência requeridas para a aplicação pretendida para a liga.

[0037] As propriedades mecânicas providas pela liga desta invenção superam as propriedades tipicas providas pelas superligas à base de Ni conhecidas, como WASPALOY, INCONEL® 718 e outras, em temperaturas maiores que 650°C (1200°F). A combinação superior de propriedades mecânicas em tais temperaturas torna a liga desta invenção apropriada para uso na geração seguinte de turbinas a gás e motores a jato.

[0038] A boa estabilidade dos microconstituintes de reforço, principalmente y' , reflete-se em propriedades mecânicas estáveis após exposição a uma temperatura maior ou igual a 815°C (1500°F) durante pelo menos 1000 horas. Esta característica particular da presente liga resulta em vida média mais longa para peças e componentes fabricados com a liga. Além disso, a resistência à oxidação em alta temperatura da presente invenção é superior à de superligas à base de Ni comerciais conhecidas. Após 600 horas de teste ciclico a 800°C (1472°F), 1000°C (1832°F) e 1100°C (2012°F), a liga de acordo com esta invenção provê melhor resistência à oxidação que resulta em menor perda de massa e, portanto, vida mais longa em elevada temperatura de serviço.

Exemplos de trabalho

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[0039] Para	demonstrar a	nova	e vantajosa	combinação	de
propriedades	provida pela	liga	desta invenção, seis	(6)
fornadas de	40 libras (1b) foram fundidas	a vácuo.	As
porcentagens	em peso dos	componentes das	fornadas	são
mostradas na	tabela seguinte	•

	Cr	Ni	Co	Al	W	Ti	Ta	Zr	B	C	Si
EX-2969	9, 08	36, 01	41, 68	4,29	6, 35	2,52	—	—	—	—	—
EX-3015	8,59	34,05	38,77	4,1	11, 91	1,31	1,18	0,05	0,01	0,039	0,01
EX-3031	8, 91	40,11	35,76	4,25	9, 13	1, 65	0,02	0,05	0,009	0,033	0,03
EX-3033	8,7	34,44	39, 05	4,09	11, 95	1, 62	0,01	0,05	0,011	0,032	0,03
EX-3121	8,85	38, 92	35, 91	4,23	9, 82	1, 62	0,53	0,05	0,01	0,046	0,01
EX-3078	13, 82	37,82	34,09	4,03	8, 65	1,56	—	0,06	0,009	0,029	0,02

[0040] Os lingotes dos exemplos foram homogeneizados por 24 horas, e depois forjadas a quente em barras quadradas de 1,0 polegada. As amostras padronizadas para teste de tração foram usinadas a partir de brancos cortados das barras. As amostras de tração foram recozidas a 1093°C (2000°F) por 1 hora, resfriadas rapidamente em óleo, e depois envelhecidas a 788°C (1450°F) por 24 horas antes de se executar o teste.

Exemplo EX-3121

[0041] Amostras metalográficas do EX-3121 foram preparadas a partir do material de barra e examinadas para determinar a microestrutura do material na condição de tratamento térmico após trabalho a quente. A Figura 2 mostra a estrutura de grãos finos (número de tamanho de grão de ASTM 11) do material do EX-3121.

Exemplos EX-3015 e EX-3031

[0042] Amostras do material das barras do Exemplo EX-3015 foram obtidas para análise de microestrutura. A Figura 3 é uma imagem de canhão de emissão por efeito de campo microscópio eletrônico de varredura (FEG-SEM) da microestrutura do material do Exemplo EX-3015 na condição

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16/20 envelhecida. Pode-se observar da Figura 3 que o material tem uma microestrutura consistindo de uma matriz de fase γ com uma quantidade substancial de partículas γ' de tamanho inferior a 1 micron que estão uniformemente dispersadas dentro do material de matriz.

[0043] Executou-se o teste de tração de amostras dos Exemplos EX-3015, EX-3031 e EX-3121 nas temperaturas de 24°C (76°F), 593°C (1100°F), 704°C (1300°F), 760°C (1400°F), 815°C (1500°F) e 870°C (1600°F). Os gráficos de limite convencional de elasticidade providos pelos Exemplos EX-3015, EX-3031 e EX-3121 em cada temperatura de teste estão apresentados na Figura 4. Para comparação, um gráfico de limite convencional de elasticidade de amostras semelhantemente preparadas da liga WASPALOY também está mostrado na Figura 4. É facilmente aparente da Figura 4 que os limites convencionais de elasticidade dos Exemplos EX-3015, EX-3031 e EX-3121 são significativamente maiores que o limite convencional de elasticidade do material WASPALOY, particularmente em temperaturas acima de 600°C (1112°F).

[0044] Amostras de EX-3015 foram testadas para taxa de oxidação comparada com amostras preparadas semelhantemente de WASPALOY. A Figura 7 mostra as taxas de oxidação do material de amostra do Exemplo EX-3015 e das amostras de WASPALOY. Exemplo EX-3033

[0045] As amostras de teste envelhecidas de EX-3033 foram testadas para tração nas temperaturas de 704°C (1300°F) e

815°C (1500°F) e proveram um limite convencional de elasticidade de 791 MPa (114,7 ksi) na primeira temperatura e um limite convencional de elasticidade de 720,5 MPa (104,5 ksi) na segunda temperatura. Além disso, um conjunto de

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17/20 corpos de provas foi colocado num forno operando a 704°C (1300°F) e mantido numa condição isotérmica por 1000 horas. Um segundo conjunto de corpos de provas foi colocado num forno operando a 815°C (1500°F) e mantido numa condição isotérmica por 1000 horas. Após as exposições de 1000 horas nas temperaturas descritas, amostras de tração foram usinadas dos corpos de prova e testou-se para tração na mesma temperatura em foram expostas, nominalmente 1300°F e 1500°F. As amostras testadas a 1300°F proveram um limite convencional de elasticidade de 789,5 MPa (114,5 ksi) e as amostras testadas a 1500 °F proveram um limite convencional de elasticidade de 738 MPa (107,0 ksi) . Esses resultados mostram que a liga de acordo com esta invenção é muito estável durante exposição prologada (longo prazo) em temperatura elevada, o que garante um desempenho muito confiável em serviço. Os resultados do teste de tração em temperatura elevada estão apresentados graficamente nas Figuras 5A e 5B. Exemplo EX-2969

[0046] O Exemplo EX-2969 foi testado para resistência à oxidação em temperatura elevada. Amostras cilíndricas de altura de 12,65 mm (0,5) e diâmetro de 12,65 mm (0,5) foram

preparadas a	partir	das	barras de	1,0	polegada	e	superfície
acabada com	agente	de	polimento	de	tamanho	de	partícula
abrasiva 400	Amostras	adicionais	na	condição	tratada pelo

calor também foram preparadas a partir de WASPALOY obtenível comercialmente. Todas as amostras foram colocadas em cadinhos abertos e depois expostas a uma oxidação ciclicas nas temperaturas de 600°C, 800°C, 1000°C e 1100°C por um total de 600 horas. Após cada ciclo de 50 horas, as amostras foram submetidas a resfriamento cobertas por uma tampa de cerâmica

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18/20 para impedir perda de material de estilhaçamento por choque térmico. Após exposições cíclicas, todas as amostras mostraram uma camada contínua de AI2O3 fixada ao metal-base e por baixo de outros óxidos metálicos. Sabe-se que AI2O3 com estrutura de corindo provê uma barreira protetora contra a difusão adicional de ions oxigênio no metal, e assim reduz a taxa de oxidação do metal em altas temperaturas. A ação protetora de Cr₂C>3, o outro óxido com uma estrutura de corindo, é interrompida acima de 1800 °F porque nesta temperatura e na presença de oxigênio, o Cr₂C>3 pode reagir para das CrOs que é menos protetor e mais volátil.

[0047] A camada de óxido de alumínio protetora contínua, não se forma espontaneamente em toda liga que possui Al. Portanto, é necessário balancear os elementos constituintes para controlar a mobilidade do ânion oxigênio e permitir que a camada contínua se desenvolva. Caso contrário, forma-se uma camada de óxido de alumínio descontínua que expõe os limites de grãos a oxidação adicional. A Figura 6 mostra um mapa de EDS de material do Exemplo EX-2969 mostrando a presença da camada contínua de óxido de alumínio fixada na liga-base e outros óxidos (por exemplo, óxido de cromo, óxido de titânio e óxido de tungstênio).

Exemplo EX-3078

[0048] O Exemplo EX-3078 tem um teor de cromo maior (13,82%) comparado com os outros exemplos que estão na faixa de 8,5% a 8,98%. Descobriu-se que a quantidade maior de Cr no Exemplo EX-3078 estabiliza a fase μ deletéria dentro das faixas de temperatura de tratamento térmico tal como previsto pelo software THERMO-CALC® e mostrado na Figura 8. A Figura 8 mostra que a solubilidade máxima de cromo na composição

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19/20 química preferida da liga de acordo com a presente invenção é de cerca de 9,8% e ocorre numa temperatura de 940°C. O tratamento térmico de envelhecimento para precipitar a fase principal gama nesta liga é realizado em temperaturas abaixo de 850°C, que induzirá a precipitação de fase μ. Essa descoberta foi confirmada por microscopia óptica tal como mostrado nas Figuras 1A-1C que mostram precipitação substancial de fase μ na matriz de liga e em limites de grãos após exposição nas temperaturas de 704°C (1300°F) (Fig. IA), 760°C (1400°F) (Fig. 1B) e 815,5°C (1500°F) (Fig. 1C) . Como resultado dessas descobertas, a liga contém preferivelmente menos que 9% de cromo.

[0049] Em vista da divulgação anterior, pode-se perceber que a superliga à base de cobalto-níquel de acordo com a presente invenção provê uma nova combinação de propriedades incluindo boa resistência e ductilidade em temperaturas maiores que as temperaturas operacionais conhecidas atualmente de turbinas a gás e motores a jato. Além disso, a microestrutura da liga é estável em tais temperaturas tal que a exposição prolongada (longo prazo) a tais temperaturas (por exemplo, a 1500°F) não degrada a resistência e ductilidade providas pela liga. A este respeito a composição da liga é balanceada para inibir a formação de fases TCP indesejáveis tal como fase μ. A liga de acordo com esta invenção provê também uma boa resistência à oxidação em tais temperaturas porque ela forma uma camada protetora contínua contendo AI2O3 e Cr₂C>3 em sua superfície

[0050] Os termos e expressões que são empregados neste relatório descritivo são usados como termos de descrição e não de limitação. Não há nenhuma intenção no uso de tais

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20/20 termos e expressões de excluir quaisquer equivalentes das características mostradas e descritas ou porções das mesmas. Reconhece-se que várias modificações são possíveis dentro da invenção aqui descrita e reivindicada.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação, caracterizada pelo fato de compreender em porcentagem em peso:

C de cerca de 0,01 a cerca de 0,15;

Cr de cerca de 6,00 a cerca de 15,00; Ni de cerca de 30,00 a cerca de 45,00; W de cerca de 3 ,00 a cerca de 15,00; Ti de cerca de 0,50 a cerca de 4,00; Al de cerca de 3,00 a cerca de 7,00; Nb até cerca de 2,50; Ta até cerca de 6, 00; Hf até cerca de 1,50; Zr até cerca de 1,50; B até cerca de 0,20; Mo até cerca de 2,50; Si até cerca de 1,50,

o balanço sendo cobalto e impurezas usuais.

2. Liga, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de conter pelo menos cerca de 0,50% de tântalo.
3. Liga, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de conter não mais que cerca de 9,8% de cromo.
4. Liga, de acordo com a reivindicação 3, caracterizada pelo fato de conter pelo menos cerca de 7,00% de cromo.
5. Liga, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de conter pelo menos cerca de 34,00% de níquel.
6. Liga, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de contar não mais que cerca de 12,00% de tungstênio.

7. Superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação, caracterizada pelo fato de compreender em porcentagem em peso:

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C de cerca de 0,01 a cerca de 0,15;

Cr de cerca de 6,00 a cerca de 15,00; Ni de cerca de 30,00 a cerca de 45,00; W de cerca de 3 ,00 a cerca de 1 5, 00; Ti de cerca de 0,50 a cerca de 4,00; Ta de cerca de 0,50 a cerca de 6, 00; Al de cerca de 3,00 a cerca de 7,00;

Nb até cerca de 2,50;

Zr até cerca de 1,50;

B até cerca de 0,20;

Mo até cerca de 2,50;

Si até cerca de 1,50, o balanço sendo cobalto e impurezas usuais.

8. Liga, de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato de conter não : mais que cerca de 9,8 % de cromo. 9. Liga, de acordo com a reivindicação 8, caracterizada pelo fato de conter pelo menos 7,00% de cromo 10. Liga , de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato de conter pelo menos cerca de 34,00 % de níquel. 11. Liga , de acordo com a reivindicação 7, caracterizada pelo fato de conter não : mais que cerca de 12, 00% de tungstênio. 12. Superliga à base de cobalto-níquel endurecível por

precipitação, caracterizada pelo fato de consistir essencialmente de, em porcentagem em peso:

C de cerca de 0,02 a cerca de 0,10;

Cr de cerca de 7,00 a cerca de 9,80;

Ni de cerca de 34,00 a cerca de 41,00;

W de cerca de 3,00 a cerca de 12,00;

Ti de cerca de 0,60 a cerca de 2,00;

Al de cerca de 3,00 a cerca de 7,00;

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3/4

Ta de cerca de 0,50 a cerca de 5,00; Nb até cerca de 2,00; Hf até cerca de 0,50; Zr até cerca de 1,00; B . até cerca de 0 , 10; Mo até cerca de 2,00; Si até cerca de 1,00,

o balanço sendo cobalto e impurezas usuais.

13. Superliga à base de cobalto-níquel endurecível por precipitação, caracterizada pelo fato de consistir essencialmente de, em porcentagem em peso:

C de cerca de 0,02 a cerca de 0,10;

Cr de cerca de 8,00 a cerca de 12,00; Ni de cerca de 34,00 a cerca de 41,00; W de cerca de 3 ,00 a cerca de 12,00; Ti de cerca de 0,60 a cerca de 2,00; Ta de cerca de 2,00 a cerca de 5, 00; Al de cerca de 3,00 a cerca de 5, 00;

Nb até cerca de 2,00;

Zr até cerca de 1,00;

B até cerca de 0,10;

Mo até cerca de 2,00;

Si até cerca de 1,00, o balanço sendo cobalto e impurezas usuais.

14. Artigo fabricado a partir da superliga à base de cobaltoníquel endurecível por precipitação, conforme definida pela reivindicação 1, caracterizado pelo fato de a liga ter um tamanho de grão menor ou igual a cerca de o tamanho de grão número 6 de ASTM.

15. Artigo, de acordo com a reivindicação 14, caracterizado

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4/4 pelo fato de a liga ter um tamanho de grão menor ou igual a cerca de o tamanho de grão número 8 de ASTM.

16. Artigo fabricado a partir da superliga à base de cobaltoníquel endurecível por precipitação, conforme definida pela reivindicação 1, caracterizado pelo fato de ter uma camada superficial protetora contínua compreendendo AI2O3 e Cr₂C>3.