BR122021021172B1

BR122021021172B1 - PROCESS TO IMPROVE THE TENSILE DUCTILITY OF A PRECIPITATION-HARDENABLE NICKEL-BASED SUPERALLOY

Info

Publication number: BR122021021172B1
Application number: BR122021021172-8A
Authority: BR
Inventors: Karl A. Heck; Samuel J. Kernion
Original assignee: Crs Holdings, Llc
Priority date: 2016-10-12
Filing date: 2017-10-09
Publication date: 2023-08-15

Abstract

Divulga-se uma liga à base de níquel que tem a seguinte composição porcentual em peso: C de 0,005 a 0,06; Cr de 13 a 17; Fe de 4 a 20; Mo de 3 a 9; W até 8; Co até 12; Al de 1 a 3; Ti de 0,6 a 3; Nb até 5,5; B de 0,001 a 0,012; Mg de 0,0010 a 0,0020; Zr de 0,01 a 0,08; Si até 0,7; P até 0,05; e o balanço é níquel, impurezas usuais e quantidades menores de outros elementos como resíduos de adições de liga durante a fusão. A liga provê uma combinação de elevada resistência, boa resistência à fluência e boa resistência ao crescimento de fissuras. Divulga-se também um método para tratar termicamente uma superliga à base de níquel para melhorar a ductilidade de tração da liga. Divulga-se também um artigo de manufatura preparado a partir da superliga à base de níquel aqui descrita.A nickel-based alloy is disclosed which has the following percentage composition by weight: C from 0.005 to 0.06; Cr from 13 to 17; Fe from 4 to 20; Mo from 3 to 9; W up to 8; Co up to 12; Al from 1 to 3; Ti from 0.6 to 3; Nb up to 5.5; B from 0.001 to 0.012; Mg from 0.0010 to 0.0020; Zr from 0.01 to 0.08; Si up to 0.7; P up to 0.05; and the balance is nickel, usual impurities and smaller amounts of other elements such as residues from alloy additions during smelting. The alloy provides a combination of high strength, good creep resistance and good resistance to crack growth. Also disclosed is a method for heat treating a nickel-based superalloy to improve the tensile ductility of the alloy. Also disclosed is an article of manufacture prepared from the nickel-based superalloy described herein.

Description

History of the invention Field of invention

[0001] De modo geral, esta invenção refere-se a superligas à base de níquel e, em particular, a uma superliga à base de alumínio que provê uma nova combinação de elevada resistência, boa resistência à fluência e boa resistência ao crescimento de fissuras sob tensão.[0001] In general, this invention relates to nickel-based superalloys and, in particular, to an aluminum-based superalloy that provides a new combination of high strength, good creep resistance and good resistance to crack growth. under tension.

Related Technique Description

[0002] Ligas estruturais que são projetadas para operar em temperaturas elevadas, (por exemplo, >593,3 °C (1100 °F)), tipicamente, requerem propriedades de elevada resistência e resistência à fluência. No entanto, quando as propriedades de resistência e resistência à fluência aumentam em tais ligas, as ligas se tornam mais suscetíveis a efeitos ambientais, isto é, oxigênio na atmosfera. Esta suscetibilidade pode se manifestar como fragilidade nos entalhes e/ou como aumento na taxa de crescimento de fissuras. Com relação à taxa de crescimento de fissuras, as superligas à base de níquel podem tolerar esse tipo de dano quando a fadiga é submetida a um ciclo numa taxa relativamente rápida, mas uma sensibilidade aumentada a danos pode ocorrer quando a liga é submetida a tensão em baixa frequência com retenção de permanência em cada ciclo de tensão/não tensão. Uma teoria para tal sensibilidade é que o tempo de permanência aumentado durante a parte de tensão do ciclo provê tempo para o oxigênio se difundir pelos limites dos grãos para formar uma camada de óxido dentro da fissura. Essa camada de óxido pode então agir como uma cunha quando a carga é liberada, avançando o movimento da ponta da fissura a uma taxa global mais rápida.[0002] Structural alloys that are designed to operate at elevated temperatures, (e.g., >593.3 °C (1100 °F)), typically require high strength and creep resistance properties. However, when the strength and creep resistance properties increase in such alloys, the alloys become more susceptible to environmental effects, i.e. oxygen in the atmosphere. This susceptibility can manifest itself as brittleness in the notches and/or an increase in the rate of crack growth. Regarding the rate of crack growth, nickel-based superalloys can tolerate this type of damage when fatigue cycling at a relatively rapid rate, but increased sensitivity to damage can occur when the alloy is stressed at low frequency with permanent retention in each voltage/non-voltage cycle. One theory for such sensitivity is that the increased residence time during the stress portion of the cycle provides time for oxygen to diffuse across the grain boundaries to form an oxide layer within the crack. This oxide layer can then act as a wedge when the load is released, advancing crack tip movement at a faster overall rate.

[0003] Em superligas à base de níquel, os fatores estruturais e de composição que influenciam as propriedades de resistência e resistência à fluência podem afetar também a taxa de crescimento de fissuras. Tais fatores incluem os efeitos de reforço de solução sólida, o reforço de precipitação (tal como o precipitado gama’ (’ ) ; energia limite antifase; o volume, tamanho e coerência dos precipitados na matriz; tamanho de grão; estrutura limite de grão; precipitação limite de grão (composição e morfologia); bem como baixos níveis de determinados elementos potentes nos limites de grão. Uma liga que se move vagarosamente até certo ponto permite que ocorra relaxamento lento na ponta da fissura (embotamento). A resistência geral à oxidação da liga também influencia a taxa de crescimento de fissuras.[0003] In nickel-based superalloys, structural and compositional factors that influence strength and creep resistance properties can also affect the rate of crack growth. Such factors include solid solution strengthening effects, precipitation strengthening (such as gamma' (' ) precipitate; antiphase boundary energy; the volume, size and coherence of precipitates in the matrix; grain size; grain boundary structure ; grain boundary precipitation (composition and morphology); as well as low levels of certain potent elements at the grain boundaries. An alloy that moves slowly to a certain extent allows slow relaxation to occur at the crack tip (blunting). The overall resistance to Alloy oxidation also influences the rate of crack growth.

[0004] Tendo em conta o estado da técnica descrito acima, torna-se desejável ter uma superliga à base de níquel que proporcione não apena boa resistência em alta temperatura e resistência à fluência, mas também melhor resistência ao crescimento de fissuras durante ciclo de tensão em ambientes oxidantes.[0004] Taking into account the state of the art described above, it becomes desirable to have a nickel-based superalloy that provides not only good high temperature strength and creep resistance, but also better resistance to crack growth during stress cycle in oxidizing environments.

[0005] Os tratamentos térmicos conhecidos para superligas à base de níquel endurecíveis por precipitação (PH) incluem, tipicamente, um tratamento por recozimento em alta temperatura para fases discretas em solução que precipitam no material de matriz de liga. Este tratamento por recozimento de solução também alivia tensões no material e modifica estrutura e tamanho de grão da liga. As temperaturas de recozimento podem ser denominadas supersolvus e subsolvus, dependendo se a temperatura de recozimento usada está acima ou abaixo da temperatura solvus do precipitado ’ que se forma em superligas à base de níquel endurecíveis por precipitação (PH). O tratamento por recozimento de solução é seguido por um tratamento térmico de envelhecimento em temperatura menor onde as fases ’e ” precipitam. As fases ’e ” são as fases de reforço principais em superligas à base de níquel endurecíveis por precipitação (PH). O tratamento térmico de envelhecimento pode consistir de uma ou duas etapas de aquecimento que são executadas em diferentes temperaturas que são selecionadas para causar precipitação de ’e em alguns casos de ”, e para modificar o tamanho, morfologia e fração volumétrica dos precipitados ’e ” na liga.[0005] Known heat treatments for precipitation hardenable (PH) nickel-based superalloys typically include a high-temperature annealing treatment for discrete solution phases that precipitate in the alloy matrix material. This solution annealing treatment also relieves stresses in the material and modifies the structure and grain size of the alloy. Annealing temperatures can be termed supersolvus and subsolvus depending on whether the annealing temperature used is above or below the solvus temperature of the precipitate ’ that forms in precipitation hardenable (PH) nickel-based superalloys. The solution annealing treatment is followed by an aging heat treatment at a lower temperature where the ’ and ” phases precipitate. The ’ and ” phases are the main strengthening phases in precipitation hardenable (PH) nickel-based superalloys. The aging heat treatment may consist of one or two heating steps that are performed at different temperatures that are selected to cause precipitation of ' and in some cases ”, and to modify the size, morphology and volume fraction of the precipitates  'e ” in the league.

Brief summary of the invention

[0006] As desvantagens das ligas conhecidas descritas acima são superadas em grande parte por uma superliga à base de níquel tendo as seguintes faixas amplas, intermediárias e preferidas dadas em porcentagem em peso. [0006] The disadvantages of the known alloys described above are largely overcome by a nickel-based superalloy having the following broad, intermediate and preferred ranges given in percentage by weight.

[0007] O balanço da liga consiste essencialmente de níquel, impurezas usuais, tais como fósforo e enxofre, encontradas em superligas à base de níquel endurecíveis por precipitação pretendidas para serviço semelhante, e quantidades menores de elementos adicionais, tal como manganês, que podem estar presentes em quantidades que não afetem adversamente as propriedades novas e básicas providas por esta liga tal como descrita abaixo.[0007] The balance of the alloy consists essentially of nickel, usual impurities such as phosphorus and sulfur found in precipitation hardenable nickel-based superalloys intended for similar service, and smaller amounts of additional elements such as manganese, which may be present. present in amounts that do not adversely affect the new and basic properties provided by this alloy as described below.

[0008] De acordo com outro aspecto desta invenção provê-se um processo para melhorar a ductilidade de tração de um artigo de superliga à base de níquel. O processo inclui a etapa de prover uma forma intermediária de produto, tal como barra ou haste, que é produzida a partir de uma superliga à base de níquel endurecível por precipitação tendo uma composição incluindo elementos que se combinam para formar um precipitado ’ na liga. Numa primeira etapa, a forma intermediária de produto é aquecida numa temperatura acima da temperatura solvus do precipitado ’ (a temperatura supersolvus) por um tempo suficiente para levar o precipitado ’ em solução sólida na liga. Numa segunda etapa, a forma intermediária de produto é aquecida numa temperatura de cerca de -12,2-65,5 °C (10-150 °F) abaixo da temperatura solvus de ’ (a temperatura subsolvus) por um tempo suficiente para causar precipitação e espessamento de ’. A liga é então resfriada até temperatura ambiente a partir da temperatura subsolvus. Numa terceira etapa a forma intermediária de produto é aquecida numa temperatura de envelhecimento e por um tempo suficiente para causar precipitação de precipitados ’ finos. Numa incorporação preferida, a terceira etapa pode compreender um duplo envelhecimento no qual a forma intermediária de produto é aquecida numa primeira temperatura de envelhecimento, resfriada rapidamente a partir da primeira etapa de envelhecimento, aquecida numa segunda temperatura de envelhecimento menor que a dita primeira temperatura de envelhecimento, e depois resfria a liga numa taxa menor até temperatura ambiente.[0008] According to another aspect of this invention, a process is provided for improving the tensile ductility of a nickel-based superalloy article. The process includes the step of providing an intermediate form of product, such as bar or rod, which is produced from a precipitation hardenable nickel-based superalloy having a composition including elements that combine to form a precipitate ' in the alloy . In a first step, the intermediate form of the product is heated to a temperature above the solvus temperature of the precipitate ' (the supersolvus temperature) for a time sufficient to bring the precipitate ' into solid solution in the alloy. In a second step, the intermediate form of product is heated to a temperature of about -12.2-65.5°C (10-150°F) below the solvus temperature of ' (the subsolvus temperature) for a time sufficient to cause precipitation and thickening of '. The alloy is then cooled to room temperature from the subsolvus temperature. In a third step, the intermediate form of product is heated to an aging temperature and for a time sufficient to cause precipitation of fine precipitates. In a preferred embodiment, the third stage may comprise a double aging in which the intermediate form of product is heated to a first aging temperature, rapidly cooled from the first aging stage, heated to a second aging temperature lower than said first aging temperature. aging, and then cools the alloy at a slower rate to room temperature.

[0009] A tabulação precedente é fornecida como um resumo conveniente e não se destina a restringir os valores inferiores e superiores das faixas dos elementos individuais da liga desta invenção para uso em combinação umas com as outras, ou para restringir as faixas dos elementos para uso somente em combinação umas com as outras. Assim, uma ou mais das faixas de elementos da composição ampla podem ser usadas com uma ou mais das outras faixas para os elementos restantes na composição preferida. Além disso, um mínimo ou máximo para um elemento de uma incorporação preferida pode ser usado com o máximo ou mínimo para aquele elemento de outra incorporação preferida. Note-se ainda que as porcentagens me peso de composições descritas acima definem os constituintes da liga que são essenciais para obter a combinação de propriedades que caracterizam a liga de acordo com esta invenção. Assim, considera-se que a liga de acordo com a presente invenção compreende ou consiste essencialmente dos elementos descritos acima, do começo ao fim do relatório descritivo seguinte, e nas reivindicações anexas. Aqui e do começo ao fim deste pedido de patente, salvo se indicado ao contrário, o termo “por cento” ou o símbolo “%” significa por cento em peso ou por cento em massa.[0009] The preceding tabulation is provided as a convenient summary and is not intended to restrict the lower and upper values of the ranges of the individual alloy elements of this invention for use in combination with each other, or to restrict the ranges of the elements for use only in combination with each other. Thus, one or more of the element ranges of the broad composition may be used with one or more of the other ranges for the remaining elements in the preferred composition. Furthermore, a minimum or maximum for an element of a preferred embodiment may be used with a maximum or minimum for that element of another preferred embodiment. It should also be noted that the weight percentages of compositions described above define the constituents of the alloy that are essential to obtain the combination of properties that characterize the alloy according to this invention. Thus, the alloy according to the present invention is considered to comprise or consist essentially of the elements described above, from beginning to end of the following specification, and in the attached claims. Here and throughout this patent application, unless otherwise indicated, the term “percent” or the symbol “%” means percent by weight or percent by mass.

[0010] As novas e básicas propriedades providas pela liga de acordo com esta invenção e em artigos úteis produzidos a partir da mesma incluem elevada resistência, boa resistência à fluência e boa resistência ao crescimento de fissuras. Aqui e do começo ao fim deste relatório descritivo, o termo “temperatura solvus” significa a temperatura solvus do precipitado ’ • O termo “elevada resistência” quando usado no presente pedido de patente significa limite convencional de elasticidade em temperatura ambiente de pelo menos cerca de 827,4 MPa (120 ksi) e um limite convencional de elasticidade de pelo menos cerca de 792,9 MPa (115 ksi) quando testado numa temperatura de 704,4 °C (704,4 °C (1300 °F)). O termo “boa resistência à fluência” significa vida útil à ruptura sob tensão de pelo menos cerca de 23 horas quando se testa a liga na temperatura de 732,2 °C (1350 °F) com uma tensão aplicada de 556,1 MPa (80 ksi). O termo “boa resistência ao crescimento de fissuras” significa uma taxa de crescimento de fissuras em intervalo subcrítico de não mais que cerca de 2,54 x 10-3 cm/ciclo (10-3 polegada/ciclo) quando testada numa faixa de fator de intensidade de tensão (ΔK) de 143,95 MPa Vm (40 ksiVpolegada), 12,7 x 10-5 cm/ciclo (5 x 10-5 polegada/ciclo) num ΔK de 22 MPa Vm (20 ksiVpolegada) , e taxas de crescimento de fissuras entre ΔK de 22 MPa Vm (20 ksiVpolegada) e ΔK de 143,95 MPa Vm (40 ksiVpolegada) que não são maiores que aquelas determinadas pela equação: da/dN = 1,2 x 10-10 x ΔK4,3.[0010] The new and basic properties provided by the alloy according to this invention and in useful articles produced therefrom include high strength, good creep resistance and good resistance to crack growth. Here and throughout this specification, the term “solvus temperature” means the solvus temperature of the precipitate • The term “high strength” when used in the present patent application means conventional yield strength at room temperature of at least about of 827.4 MPa (120 ksi) and a conventional yield strength of at least about 792.9 MPa (115 ksi) when tested at a temperature of 704.4 °C (704.4 °C (1300 °F)). . The term “good creep strength” means a tensile rupture life of at least about 23 hours when testing the alloy at a temperature of 732.2 °C (1350 °F) with an applied stress of 556.1 MPa ( 80 ksi). The term “good crack growth resistance” means a crack growth rate in the subcritical range of no more than about 2.54 x 10-3 cm/cycle (10-3 inch/cycle) when tested over a factor range of stress intensity (ΔK) of 143.95 MPa Vm (40 ksiVinch), 12.7 x 10-5 cm/cycle (5 x 10-5 inch/cycle) at a ΔK of 22 MPa Vm (20 ksiVinch), and crack growth rates between ΔK of 22 MPa Vm (20 ksiVinch) and ΔK of 143.95 MPa Vm (40 ksiVinch) that are not greater than those determined by the equation: da/dN = 1.2 x 10-10 x ΔK4 ,3.

Brief description of the various views of the figures

[0011] O sumário precedente e a descrição detalhada seguinte da presente invenção podem ser entendidos ainda quando lidos juntamente com as figuras em anexo, nas quais:[0011] The preceding summary and the following detailed description of the present invention can be further understood when read together with the attached figures, in which:

[0012] A Fig. 1 é um gráfico de taxa de crescimento de fissuras (da/dN) como uma função de faixa de intensidade de tensão para uma primeira série de exemplos que foram solução recozida a 982,2 °C (1800 °F) por 1 hora e depois envelhecida;[0012] Fig. 1 is a graph of crack growth rate (da/dN) as a function of stress intensity range for a first series of examples that were solution annealed at 982.2 °C (1800 °F ) for 1 hour and then aged;

[0013] A Fig. 2 é um gráfico de taxa de crescimento de fissuras (da/dN) como uma função de faixa de intensidade de tensão para uma primeira série de exemplos que foram solução recozida a 1135 °C (2075 °F) por 1 hora e depois envelhecida;[0013] Fig. 2 is a graph of crack growth rate (da/dN) as a function of stress intensity range for a first series of examples that were solution annealed at 1135 °C (2075 °F) for 1 hour and then aged;

[0014] A Fig.3 é um gráfico de taxa de crescimento de fissuras (da/dN) como uma função de faixa de intensidade de tensão para uma primeira série de exemplos que foram solução recozida a 1010 °C (1850 °F) por 1 hora e depois envelhecida.[0014] Fig. 3 is a graph of crack growth rate (da/dN) as a function of stress intensity range for a first series of examples that were solution annealed at 1010 °C (1850 °F) for 1 hour and then aged.

Detailed description of the invention

[0015] As concentrações dos elementos que constituem a liga desta invenção e suas respectivas contribuições para as propriedades providas pela liga serão descritas agora.[0015] The concentrations of the elements that constitute the alloy of this invention and their respective contributions to the properties provided by the alloy will now be described.

[0016] Carbono: Carbono está presente nesta liga porque ele forma carbetos na fronteira de grão que beneficiam a ductilidade provida pela liga. Portanto, a liga contém pelo menos cerca de 0,005% de carbono, ainda melhor pelo menos cerca de 0,01% de carbono, e preferivelmente pelo menos cerca de 0,02% de carbono. Para resultados melhores a liga contém cerca de 0,03% de carbono. Até cerca de 0,1% de carbono pode estar presente nesta liga. No entanto, carbono em demasia pode produzir partículas de carbonitreto que podem afetar adversamente o comportamento de fadiga. Portanto, o carbono está preferivelmente limitado a não mais que cerca de 0,06%, ainda melhor a não mais que cerca de 0,05% e muito preferivelmente a não mais que cerca de 0,04% nesta liga.[0016] Carbon: Carbon is present in this alloy because it forms carbides at the grain boundary that benefit the ductility provided by the alloy. Therefore, the alloy contains at least about 0.005% carbon, even better at least about 0.01% carbon, and preferably at least about 0.02% carbon. For best results the alloy contains around 0.03% carbon. Up to about 0.1% carbon may be present in this alloy. However, too much carbon can produce carbonitride particles that can adversely affect fatigue behavior. Therefore, carbon is preferably limited to no more than about 0.06%, even better to no more than about 0.05%, and most preferably no more than about 0.04% in this alloy.

[0017] Cromo: Cromo é benéfico para a resistência à oxidação e para a resistência ao crescimento de fissuras providas por esta liga. A fim de obter esses benefícios a liga contém pelo menos cerca de 13% de cromo, ainda melhor pelo menos cerca de 14% de cromo e preferivelmente pelo menos cerca de 14,5% de cromo. Para resultados melhores, a liga contém cerca de 15% de cromo. Cromo em demasia resulta na instabilidade de fase da liga, como pela formação de uma fase adensada topologicamente próxima durante exposição a altas temperaturas. Portanto, aliga contém não mais que cerca de 17% de cromo, ainda melhor não mais que cerca de 16% de cromo e preferivelmente não mais que cerca de 15,5% de cromo.[0017] Chromium: Chromium is beneficial for the oxidation resistance and resistance to crack growth provided by this alloy. In order to obtain these benefits the alloy contains at least about 13% chromium, even better at least about 14% chromium and preferably at least about 14.5% chromium. For best results, the alloy contains about 15% chromium. Too much chromium results in phase instability of the alloy, such as the formation of a topologically close dense phase during exposure to high temperatures. Therefore, the alloy contains no more than about 17% chromium, even better no more than about 16% chromium and preferably no more than about 15.5% chromium.

[0018] Molibdênio: Molibdênio contribui para a resistência de solução sólida e para boa tenacidade providas por esta liga. O molibdênio beneficia a resistência ao crescimento de fissuras quando a liga contém muito pouco ou nenhum tungstênio. Por essas razões, a liga contém pelo menos cerca de 3% de molibdênio, ainda melhor pelo menos cerca de 3,5% de molibdênio e preferivelmente pelo menos cerca de 3,8% de molibdênio. Excesso de molibdênio na presença de cromo pode afetar adversamente o balanço de fases desta liga porque, como o cromo, ele pode causar a formação de uma fase adensada topologicamente próxima que afeta adversamente a ductilidade da liga. Por essa razão, a liga não contém mais que cerca de 9%, ainda melhor não contém mais que cerca de 8% e preferivelmente não contém mais que cerca de 4,5% de molibdênio.[0018] Molybdenum: Molybdenum contributes to the solid solution strength and good toughness provided by this alloy. Molybdenum benefits resistance to crack growth when the alloy contains very little or no tungsten. For these reasons, the alloy contains at least about 3% molybdenum, even better at least about 3.5% molybdenum and preferably at least about 3.8% molybdenum. Excess molybdenum in the presence of chromium can adversely affect the phase balance of this alloy because, like chromium, it can cause the formation of a topologically close dense phase that adversely affects the ductility of the alloy. For this reason, the alloy contains no more than about 9%, even better no more than about 8% and preferably no more than about 4.5% molybdenum.

[0019] Ferro: A liga de acordo com esta invenção contém pelo menos cerca de 4% de ferro em substituição a parte do níquel e a parte do cobalto quando o cobalto estiver presente na liga. A presença de ferro em substituição a parte do níquel resulta numa diminuição da temperatura solvus para os precipitados ’e ” tal que o recozimento de solução da liga pode ser executado numa temperatura menor que aquela quando a liga não contiver ferro. Acredita-se que uma temperatura solvus menor pode ser benéfica para a processabilidade termomecânica desta liga. Portanto, a liga contém, preferivelmente, pelo menos cerca de 8% de ferro, e ainda melhor pelo menos cerca de 9% de ferro. Quando a liga contém ferro em demasia, a resistência ao crescimento de fissuras provida pela liga é afetada adversamente especialmente quando o tungstênio estiver presente na liga. Consequentemente, a liga não contém mais que cerca de 20% de ferro, ainda melhor não contém mais que cerca de 17% de ferro e preferivelmente não contém mais que cerca de 16% de ferro.[0019] Iron: The alloy according to this invention contains at least about 4% iron replacing the nickel part and the cobalt part when cobalt is present in the alloy. The presence of iron replacing part of the nickel results in a decrease in the solvus temperature for the precipitates ' and ” such that solution annealing of the alloy can be carried out at a lower temperature than that when the alloy does not contain iron. It is believed that a lower solvus temperature may be beneficial for the thermomechanical processability of this alloy. Therefore, the alloy preferably contains at least about 8% iron, and even better at least about 9% iron. When the alloy contains too much iron, the crack growth resistance provided by the alloy is adversely affected especially when tungsten is present in the alloy. Consequently, the alloy contains no more than about 20% iron, even better contains no more than about 17% iron, and preferably no more than about 16% iron.

[0020] Cobalto: Cobalto está opcionalmente presente nesta liga porque ele beneficia a resistência à fluência provida pela liga. No entanto, os inventores descobriram que cobalto em excesso na liga tem um efeito adverso sobre a propriedade de resistência ao crescimento de fissuras. Portanto, quando o cobalto estiver presente nesta liga ele se restringe a não mais que 12%, ainda melhor a não mais que cerca de 8% e preferivelmente a não mais que cerca de 5%.[0020] Cobalt: Cobalt is optionally present in this alloy because it benefits the creep resistance provided by the alloy. However, the inventors discovered that excess cobalt in the alloy has an adverse effect on the crack growth resistance property. Therefore, when cobalt is present in this alloy it is restricted to no more than 12%, even better to no more than about 8% and preferably no more than about 5%.

[0021] Alumínio: Alumínio combina-se com níquel e ferro para formar os precipitados ’ que beneficiam a elevada resistência provida pela liga em recozimento de solução e condição envelhecida. Descobriu-se também que o alumínio trabalha sinergicamente com o cromo para prover resistência à oxidação melhorada quando se compara com ligas conhecidas. O alumínio também é benéfico para estabilizar os precipitados ’de modo que ’ não se transforme na fase eta ou na fase delta quando a liga é envelhecida em demasia. Por essas razões a liga contém pelo menos 1% de alumínio, ainda melhor pelo menos cerca de 1,5% de alumínio e preferivelmente pelo menos cerca de 1,8% de alumínio. Alumínio em demasia pode resultar em segregação que pode afetar adversamente a processabilidade da liga, por exemplo, a formabilidade a quente da liga. Portanto, limita-se o alumínio a não mais que cerca de 3%, ainda melhor a não mais que cerca de 2,5% e preferivelmente a não mais que cerca de 2,2% nesta liga.[0021] Aluminum: Aluminum combines with nickel and iron to form precipitates ’ that benefit from the high resistance provided by the alloy in solution annealing and aged conditions. Aluminum has also been found to work synergistically with chromium to provide improved oxidation resistance compared to known alloys. Aluminum is also beneficial in stabilizing ’ precipitates so that ’ does not transform into the eta phase or delta phase when the alloy is over-aged. For these reasons the alloy contains at least 1% aluminum, even better at least about 1.5% aluminum and preferably at least about 1.8% aluminum. Too much aluminum can result in segregation which can adversely affect the processability of the alloy, for example, the hot formability of the alloy. Therefore, aluminum is limited to no more than about 3%, even better to no more than about 2.5% and preferably no more than about 2.2% in this alloy.

[0022] Titânio: O titânio, como o alumínio, contribui para a resistência provida pela liga através da formação do precipitado de reforço ’ • Consequentemente, a liga contém pelo menos cerca de 0,6% de titânio, ainda melhor pelo menos cerca de 1% de alumínio e preferivelmente pelo menos cerca de 1,5% de alumínio. Alumínio em excesso afeta adversamente a propriedade de resistência ao crescimento de fissuras da liga. O titânio causa endurecimento por envelhecimento rápido e pode afetar adversamente o processamento termomecânico e soldagem da liga. Portanto, a liga não contém mais que cerca de 3% de titânio, ainda melhor, não contém mais que cerca de 2,5% de titânio e preferivelmente, não contém mais que cerca de 2,1% de titânio.[0022] Titanium: Titanium, like aluminum, contributes to the strength provided by the alloy through the formation of the reinforcing precipitate ' • Consequently, the alloy contains at least about 0.6% titanium, even better at least about of 1% aluminum and preferably at least about 1.5% aluminum. Excess aluminum adversely affects the crack growth resistance property of the alloy. Titanium causes rapid age hardening and can adversely affect the thermomechanical processing and welding of the alloy. Therefore, the alloy contains no more than about 3% titanium, even better, no more than about 2.5% titanium and preferably no more than about 2.1% titanium.

[0023] Nióbio: Nióbio é outro elemento que se combina com níquel, ferro e/ou cobalto para ’. Embora o nióbio esteja opcionalmente presente nesta liga, a liga contém, preferivelmente, pelo menos cerca de 1% de nióbio e ainda melhor pelo menos cerca de 2% de nióbio para beneficiar a resistência muito elevada provida pela liga na condição de recozimento e envelhecimento de solução. Quando a liga contiver menos que cerca de 1% de alumínio, a fase de reforço enriquecida com nióbio é mais provável de se transformar em fase delta indesejada quando a liga for envelhecida em demasia. Esse fenômeno é mais pronunciado quando o ferro está presente nesta liga. A presença de fase delta pode limitar a temperatura de serviço da liga em cerca de 648,9 °C (1200 °F). Quando presente, o nióbio limita-se a não mais que cerca de 5,5%, ainda melhor a não mais que cerca de 5% e preferivelmente, a não mais que cerca de 4,5% nesta liga. O tântalo pode substituir um pouco ou todo o nióbio, quando o nióbio estiver intencionalmente presente nesta liga.[0023] Niobium: Niobium is another element that combines with nickel, iron and/or cobalt to ’. Although niobium is optionally present in this alloy, the alloy preferably contains at least about 1% niobium and even better at least about 2% niobium to benefit from the very high strength provided by the alloy in the condition of annealing and aging. solution. When the alloy contains less than about 1% aluminum, the niobium-enriched strengthening phase is more likely to transform into the unwanted delta phase when the alloy is over-aged. This phenomenon is more pronounced when iron is present in this alloy. The presence of delta phase can limit the service temperature of the alloy to about 648.9 °C (1200 °F). When present, niobium is limited to no more than about 5.5%, even better no more than about 5% and preferably no more than about 4.5% in this alloy. Tantalum can replace some or all of niobium when niobium is intentionally present in this alloy.

[0024] Tungstênio: Tungstênio está opcionalmente presente na liga desta invenção para beneficiar a resistência e resistência à fluência providas por esta liga. Níveis elevados de tungstênio afetam adversamente a resistência ao crescimento de fissuras provido pela liga. A liga é mais tolerante ao crescimento de fissuras do tungstênio quando ele está presente em lugar de parte do nióbio. Consequentemente, quando presente, o tungstênio limita-se a não mais que cerca de 8%, ainda melhor, a não mais que cerca de 4% e preferivelmente, a não mais que cerca de 3% nesta liga.[0024] Tungsten: Tungsten is optionally present in the alloy of this invention to benefit the strength and creep resistance provided by this alloy. High levels of tungsten adversely affect the crack growth resistance provided by the alloy. The alloy is more tolerant to crack growth from tungsten when it is present in place of part of the niobium. Consequently, when present, tungsten is limited to no more than about 8%, even better, no more than about 4% and preferably, no more than about 3% in this alloy.

[0025] Boro, magnésio, zircônio, silício e fósforo: até cerca de 0,015% de boro pode estar presente nesta liga para beneficiar a ductilidade em altas temperaturas da liga, tornando-a mais adequada para trabalho a quente. Preferivelmente, a liga contém de cerca de 0,001 a 0,012% de boro, ainda melhor, de cerca de 0,003 a 0,010% de boro e preferivelmente, de cerca de 0,004 a 0,008% de boro. O magnésio está presente como um agente desoxidante e dessulfurante. O magnésio parece também beneficiar a resistência ao crescimento de fissuras provida pela liga prendendo o enxofre. Por essas razões a liga contém de cerca de 0,0001 a 0,005% de magnésio, ainda melhor, de cerca de 0,0003 a 0,002% de magnésio e preferivelmente, de cerca de 0,0004 a 0,0016% de magnésio. Descobriu-se que para esta liga uma pequena adição de posição de zircônio é benéfica para boa ductilidade de trabalho a quente para impedir fissuramento durante forjamento a quente de lingotes produzidos a partir da liga. A esse respeito, a liga contém pelo menos cerca de 0,001% de zircônio. Preferivelmente, a liga contém de cerca de 0,01 a 0,08% de zircônio, ainda melhor, de cerca de 0,015 a 0,06% de zircônio e muito preferivelmente, cerca de 0,03% de zircônio. Acredita-se que o silício beneficia a ductilidade de entalhe desta liga em temperaturas elevadas. Portanto, até cerca de 0,7% de silício pode estar presente na liga para tal fim. Embora, tipicamente, se considere o fósforo como sendo uma pureza elementar, uma pequena quantidade de fósforo, de até cerca de 0,05%, pode ser incluída para beneficiar propriedades de ruptura por tensão providas por esta liga quando o nióbio estiver presente.[0025] Boron, magnesium, zirconium, silicon and phosphorus: up to about 0.015% boron may be present in this alloy to benefit the high temperature ductility of the alloy, making it more suitable for hot working. Preferably, the alloy contains from about 0.001 to 0.012% boron, even better, from about 0.003 to 0.010% boron, and preferably, from about 0.004 to 0.008% boron. Magnesium is present as a deoxidizing and desulfurizing agent. Magnesium also appears to benefit the resistance to crack growth provided by the sulfur-trapping alloy. For these reasons the alloy contains from about 0.0001 to 0.005% magnesium, even better, from about 0.0003 to 0.002% magnesium and preferably, from about 0.0004 to 0.0016% magnesium. It has been found that for this alloy a small addition of zirconium position is beneficial for good hot working ductility to prevent cracking during hot forging of ingots produced from the alloy. In this regard, the alloy contains at least about 0.001% zirconium. Preferably, the alloy contains from about 0.01 to 0.08% zirconium, even better, from about 0.015 to 0.06% zirconium and most preferably, about 0.03% zirconium. Silicon is believed to benefit the notch ductility of this alloy at elevated temperatures. Therefore, up to about 0.7% silicon may be present in the alloy for this purpose. Although phosphorus is typically considered to be of elemental purity, a small amount of phosphorus, up to about 0.05%, may be included to benefit from the stress rupture properties provided by this alloy when niobium is present.

[0026] O balanço da composição de liga é níquel e impurezas usuais encontradas em graus comerciais de superligas à base de níquel destinadas a uso ou serviço semelhante. Inclui-se também no balanço quantidades residuais de outros elementos tal como manganês que não são adicionadas intencionalmente, mas que são introduzidas através de materiais de carga usados para fundir a liga. Preferivelmente, a liga contém pelo menos cerca de 58% de níquel para uma boa combinação global de propriedades (resistência, resistência à fluência e resistência ao crescimento de fissuras). Descobriu-se que a liga tem uma temperatura solvus de Y’ quando a liga contiver níquel na porção inferior da faixa de níquel. Portanto, para uma quantidade selecionada de alumínio, titânio e nióbio nesta liga, a temperatura de recozimento para se obter um tamanho de grão e combinação de propriedades particular baseia-se um pouco no teor de níquel.[0026] The balance of the alloy composition is nickel and usual impurities found in commercial grades of nickel-based superalloys intended for similar use or service. Also included in the balance are trace amounts of other elements such as manganese that are not added intentionally, but are introduced through filler materials used to melt the alloy. Preferably, the alloy contains at least about 58% nickel for a good overall combination of properties (strength, creep resistance and crack growth resistance). The alloy is found to have a solvus temperature of Y' when the alloy contains nickel in the lower portion of the nickel range. Therefore, for a selected amount of aluminum, titanium and niobium in this alloy, the annealing temperature to obtain a particular grain size and property combination is based somewhat on the nickel content.

[0027] A fim de prover as novas e básicas propriedades que são características da liga, os elementos são, preferivelmente, balanceados controlando as concentrações porcentuais em peso dos elementos molibdênio, nióbio, tungstênio e cobalto. Mais particularmente, quando a liga contiver menos que 0,1% de nióbio, as quantidades combinadas de molibdênio e tungstênio serão maiores que cerca de 7%, e a liga será recozida numa temperatura maior que a temperatura solvus de  ‘, então o cobalto se restringirá a menos que 9%. Quando a liga contiver pelo menos 0,1% de nióbio, então a liga ser preferivelmente balanceada tal que a temperatura solvus de ’ não será maior que cerca de 1015,6 °C (1860 °F) e, preferivelmente a liga será processada para prover um tamanho de grão que é tão grosso quanto praticável.[0027] In order to provide the new and basic properties that are characteristic of the alloy, the elements are preferably balanced by controlling the percentage concentrations by weight of the elements molybdenum, niobium, tungsten and cobalt. More particularly, when the alloy contains less than 0.1% niobium, the combined amounts of molybdenum and tungsten will be greater than about 7%, and the alloy will be annealed at a temperature greater than the solvus temperature of ', so the cobalt will be restricted to less than 9%. When the alloy contains at least 0.1% niobium, then the alloy will preferably be balanced such that the solvus temperature of ' will not be greater than about 1015.6°C (1860°F) and preferably the alloy will be processed to provide a grain size that is as coarse as practicable.

[0028] Preferivelmente, produz-se a liga desta invenção por fusão por indução no vácuo (VIM). Quando desejado, a liga pode ser refinada por um processo de dupla fusão no qual o lingote de VIM é refundido por refusão com eletroescória (ESR) ou por refusão de arco a vácuo (VAR). Para a maioria das aplicações críticas, pode-se usar um processo de tripla fusão consistindo de VIM seguido por ESR e depois por VAR. Após a fusão, a liga é vazada como um ou mais lingotes que são resfriados até temperatura ambiente para solidificar completamente a liga. Alternativamente, a liga pode ser atomizada para formar pó de metal após a primeira fusão (VIM). O pó de liga consolida-se para formar formas intermediárias de produto tais como tarugos e barras que podem ser usados para fabricar produtos acabados. Preferivelmente, o pó de liga é consolidado carregando o pó de liga numa vasilha metálica e depois prensando isostaticamente a quente (HIP) o pó de metal em condições de temperatura, pressão e tempo suficientes para consolidar substancialmente completamente ou completamente o pó de liga num lingote de vasilha.[0028] Preferably, the alloy of this invention is produced by vacuum induction melting (VIM). When desired, the alloy can be refined by a double melting process in which the VIM ingot is remelted by electroslag remelting (ESR) or vacuum arc remelting (VAR). For most critical applications, a triple fusion process consisting of VIM followed by ESR and then VAR can be used. After melting, the alloy is cast as one or more ingots that are cooled to room temperature to completely solidify the alloy. Alternatively, the alloy can be atomized to form metal powder after first melting (VIM). The alloy powder consolidates to form intermediate product forms such as billets and bars that can be used to manufacture finished products. Preferably, the alloy powder is consolidated by loading the alloy powder into a metal vessel and then isostatically hot pressing (HIP) the metal powder under conditions of temperature, pressure and time sufficient to substantially completely or completely consolidate the alloy powder into an ingot. of vessel.

[0029] O lingote solidificado, quer fundido ou por HIP é preferivelmente homogeneizado aquecendo a cerca de 1176,7 °C (1176,7 °C (2150 °F)) por cerca de 24 horas dependendo da área transversal do lingote. O lingote de liga pode ser trabalhado a quente para uma forma intermediária de produto por forjamento ou prensagem. Preferivelmente, executa-se o trabalho a quente aquecendo o lingote numa temperatura inicial elevada de cerca de 1037,8-1148,9 °C (1900-2100 °F). Se for necessária redução adicional na área transversal, a liga deve ser reaquecida na temperatura inicial antes de se executar o trabalho a quente adicional.[0029] The solidified ingot, whether cast or by HIP, is preferably homogenized by heating at about 1176.7 °C (1176.7 °C (2150 °F)) for about 24 hours depending on the cross-sectional area of the ingot. The alloy ingot can be hot worked into an intermediate product form by forging or pressing. Preferably, hot working is carried out by heating the ingot to a high initial temperature of about 1037.8-1148.9°C (1900-2100°F). If further reduction in cross-sectional area is required, the alloy must be reheated to the initial temperature before carrying out additional hot work.

[0030] As propriedades de resistência à fluência e tração que são características da liga de acordo com esta invenção são desenvolvidas tratando termicamente a liga. A este respeito, a liga trabalhada é preferivelmente recozida de solução na temperatura supersolvus definida acima. Portanto, em geral, a liga é preferivelmente aquecida numa temperatura supersolvus de cerca de 1010-1148,9 °C (1850-2100 °F) por um tempo suficiente para dissolver substancialmente todos os precipitados intermetálicos no material de liga matriz. Alternativamente, quando a liga não contiver mais que 0,1% de nióbio, a liga pode ser recozida numa temperatura abaixo da temperatura solvus de ’ • Quando a temperatura solvus de ’ da liga for maior que 1026,7 °C (1880 °F), então o tungstênio se restringirá a não mais que cerca de 1% quando a liga for recozida na temperatura subsolvus. O tempo na temperatura depende do tamanho da forma de produto de liga e preferivelmente é de cerca de 1 hora por polegada de espessura. Resfria-se aliga até temperatura ambiente numa taxa que é suficientemente rápida para reter os precipitados dissolvidos em solução.[0030] The creep resistance and tensile properties that are characteristic of the alloy according to this invention are developed by heat treating the alloy. In this regard, the worked alloy is preferably solution annealed at the supersolvus temperature defined above. Therefore, in general, the alloy is preferably heated to a supersolvus temperature of about 1010-1148.9 °C (1850-2100 °F) for a time sufficient to dissolve substantially all intermetallic precipitates in the matrix alloy material. Alternatively, when the alloy contains no more than 0.1% niobium, the alloy may be annealed at a temperature below the solvus temperature of ' • When the solvus temperature of ' of the alloy is greater than 1026.7 °C (1880 °F), then the tungsten will restrict to no more than about 1% when the alloy is annealed at the subsolvus temperature. The time at temperature depends on the size of the alloy product form and preferably is about 1 hour per inch of thickness. Cool the alloy to room temperature at a rate that is fast enough to retain the precipitates dissolved in solution.

[0031] Após o tratamento térmico de recozimento de solução, a liga é submetida a um tratamento de envelhecimento que causa a precipitação das fases de reforço na liga. Preferivelmente, o tratamento de envelhecimento inclui um processo de duas etapas. Numa primeira etapa (etapa estabilizante) a liga é aquecida numa temperatura de cerca de 815,6-843,3 °C (1500-1550 °F) por cerca de 4 horas e depois resfriada até temperatura ambiente por têmpera com água ou resfriamento com ar dependendo do tamanho da seção da peça de liga. Numa segunda etapa (etapa de precipitação) a liga é aquecida numa temperatura de 732,2-760 °C (1350-1400 °F) por cerca de 16 horas e depois resfriada em ar até temperatura ambiente. Embora o tratamento de envelhecimento em duas etapas seja preferido, o tratamento de envelhecimento pode ser executado numa única etapa na qual a liga é aquecida numa temperatura de cerca de 760 °C (1400 °F) por cerca de 16 horas e depois resfriada em ar até temperatura ambiente.[0031] After the solution annealing heat treatment, the alloy is subjected to an aging treatment that causes precipitation of the strengthening phases in the alloy. Preferably, the aging treatment includes a two-step process. In a first step (stabilizing step) the alloy is heated to a temperature of about 815.6-843.3 °C (1500-1550 °F) for about 4 hours and then cooled to room temperature by quenching with water or quenching with air depending on the section size of the alloy part. In a second stage (precipitation stage) the alloy is heated to a temperature of 732.2-760 °C (1350-1400 °F) for about 16 hours and then cooled in air to room temperature. Although two-step aging treatment is preferred, aging treatment can be performed in a single step in which the alloy is heated to a temperature of about 760°C (1400°F) for about 16 hours and then cooled in air. to room temperature.

[0032] Na condição de solução tratada e envelhecida, a liga provê limite convencional de elasticidade em temperatura ambiente de pelo menos cerca de 827,4 MPa (120 ksi) e um limite convencional de elasticidade em temperatura elevada (704,4 °C) de pelo menos cerca de 792,9 MPa (115 ksi). Os limites convencionais de elasticidade por tração são providos em combinação com boa resistência à fluência definida por uma resistência à ruptura por tensão de pelo menos cerca de 23 horas quando testada a 732,2 °C (1350 °F) e uma tensão aplicada de 556,1 MPa (80 ksi).[0032] In the solution treated and aged condition, the alloy provides a conventional yield strength at room temperature of at least about 827.4 MPa (120 ksi) and a conventional yield strength at elevated temperature (704.4 °C) of at least about 792.9 MPa (115 ksi). Conventional tensile yield strengths are provided in combination with good creep strength defined by a tensile failure strength of at least about 23 hours when tested at 732.2°C (1350°F) and an applied stress of 556 .1 MPa (80 ksi).

[0033] A liga de acordo com esta invenção quando tratada termicamente da maneira descrita acima tem uma microestrutura de granulação relativamente grossa que beneficia a propriedade de ruptura por tensão (resistência à fluência). Em ligação com a invenção aqui descrita, o termo “granulação grossa” significa um número de tamanho de grão por ASTM de 4 ou mais grosso determinado de acordo com o teste padronizado de ASTM Método E-112. No entanto, os inventores descobriram que a microestrutura de granulação grossa pode resultar numa redução indesejável na ductilidade por tração provida pela liga numa condição única de solução tratada e envelhecida. Portanto, em ligação com o desenvolvimento da liga, os inventores desenvolveram um tratamento térmico modificado para superar a perda em ductilidade por tração que de outro modo resulta quando a liga é tratada termicamente tal como se descreveu acima.[0033] The alloy according to this invention when heat treated in the manner described above has a relatively coarse-grained microstructure that benefits the property of stress rupture (creep resistance). In connection with the invention described herein, the term "coarse grain" means an ASTM grain size number of 4 or coarser determined in accordance with the ASTM standardized test Method E-112. However, the inventors have discovered that the coarse-grained microstructure can result in an undesirable reduction in the tensile ductility provided by the alloy in a single solution treated and aged condition. Therefore, in connection with the development of the alloy, the inventors have developed a modified heat treatment to overcome the loss in tensile ductility that otherwise results when the alloy is heat treated as described above.

[0034] O tratamento térmico modificado de acordo com a presente invenção inclui um procedimento de recozimento de duas etapas. Na primeira etapa, a liga é recozida de solução aquecendo numa temperatura supersolvus de cerca de 10101148,9 °C (1850-2100 °F) tal como se descreveu acima. O tempo na temperatura é preferivelmente de cerca de 0,5-4 horas dependendo do tamanho e da área transversal do produto de liga. A liga é resfriada da temperatura supersolvus para a temperatura ambiente tal como descrito acima. Na segunda etapa, a liga é aquecida numa temperatura subsolvus que é de cerca de -12,2 °C (10 °F) a cerca de 65,6 °C (150 °F) abaixo da temperatura solvus de ’ que engrossa em tamanhos que são maiores em relação a ’ de tamanho mais fino que precipita durante o tratamento de envelhecimento. A combinação de precipitados ’ finos e grossos acredita-se beneficiar a ductilidade por tração provida pela liga porque os precipitados ’ mais grossos são mais estáveis durante as temperaturas elevadas experimentadas pela liga quando usada em elevada temperatura de serviço. O precipitado ’ engrossado consome uma porção do alumínio, titânio e nióbio na liga, limitando dessa maneira a quantidade total do precipitado ’ mais fino que precipita durante o tratamento de envelhecimento e quando a liga está em elevada temperatura de serviço. A restrição resultante sobre a quantidade global do precipitado ’ na liga limita a resistência máxima e o tempo de ruptura por tensão providos pela liga num grau aceitável, mas reduz também a precipitação e engrossamento de fases quebradiças indesejáveis que de outra forma afetaria adversamente a ductilidade por tração fornecida pela liga.[0034] The modified heat treatment according to the present invention includes a two-step annealing procedure. In the first step, the alloy is solution annealed by heating to a supersolvus temperature of about 10101148.9°C (1850-2100°F) as described above. The time at temperature is preferably about 0.5-4 hours depending on the size and cross-sectional area of the alloy product. The alloy is cooled from supersolvus temperature to room temperature as described above. In the second step, the alloy is heated to a subsolvus temperature that is from about -12.2°C (10°F) to about 65.6°C (150°F) below the solvus temperature of ' which thickens into sizes that are larger in relation to ' of finer size that precipitates during the aging treatment. The combination of fine and coarse ' precipitates is believed to benefit the tensile ductility provided by the alloy because the coarser ' precipitates are more stable during the elevated temperatures experienced by the alloy when used at elevated service temperatures. The thickened precipitate ’ consumes a portion of the aluminum, titanium and niobium in the alloy, thus limiting the total amount of the finer precipitate ’ that precipitates during the aging treatment and when the alloy is at a high service temperature. The resulting restriction on the overall amount of precipitate ' in the alloy limits the maximum strength and stress rupture time provided by the alloy to an acceptable degree, but also reduces the precipitation and thickening of undesirable brittle phases that would otherwise adversely affect ductility. by traction provided by the alloy.

Work examples

[0035] Apresentam-se os exemplos seguintes a fim de demonstrar a combinação de propriedades que caracteriza a liga de acordo com esta invenção.[0035] The following examples are presented in order to demonstrate the combination of properties that characterize the alloy according to this invention.

Example I

[0036] A fim de demonstrar a nova combinação de propriedades provida pela liga de acordo com esta invenção, várias pequenas fornadas foram fundidas por indução a vácuo como lingotes de 18,1 kg (40 libras), 10,2 cm2 (4 polegada2). As composições porcentuais em peso dos lingotes são apresentadas na Tabela 1 abaixo. O balanço de cada fornada foi níquel e uma quantidade residual de zircônio resultante de uma adição de 0,03% de Zr durante a fusão.[0036] In order to demonstrate the new combination of properties provided by the alloy according to this invention, several small batches were cast by vacuum induction as ingots of 18.1 kg (40 pounds), 10.2 cm2 (4 inches2) . The weight percentage compositions of the ingots are presented in Table 1 below. The balance of each batch was nickel and a residual amount of zirconium resulting from an addition of 0.03% Zr during melting.

[0037] Todos os lingotes foram homogeneizados a 1176,7 °C (2150 °F) por 24 horas. As fornadas “S” foram forjadas a partir de uma temperatura inicial de 1176,7 °C (2150 °F) em barras de 4,45 cm2 (1,75 polegada2), cortadas ao meio, reaquecidas a 1176,7 °C (2150 °F) e depois forjadas de barras de seção transversal retangular de 2,03 cm x 3,56 cm (0,8 polegada x 1,4 polegada). As fornadas “G” foram forjadas a partir de uma temperatura inicial de 1121,1-1135 °C (20502075 °F) barras de 4,45 cm2 (1,75 polegada2), cortadas ao meio, reaquecidas a 1176,7 °C (2150 °F) e depois forjadas em barras de seção transversal retangular de 2,03 cm x 3,56 cm (0,8 polegada x 1,4 polegada). Tabela 1 [0037] All ingots were homogenized at 1176.7 °C (2150 °F) for 24 hours. “S” batches were forged from an initial temperature of 1176.7 °C (2150 °F) into 4.45 cm2 (1.75 inch2) bars, cut in half, reheated to 1176.7 °C ( 2150 °F) and then forged from bars of rectangular cross-section 2.03 cm x 3.56 cm (0.8 inch x 1.4 inch). “G” batches were forged from an initial temperature of 1121.1-1135 °C (20502075 °F) 4.45 cm2 (1.75 inch2) bars, cut in half, reheated to 1176.7 °C (2150 °F) and then forged into bars of rectangular cross-section measuring 2.03 cm x 3.56 cm (0.8 inch x 1.4 inch). Table 1

[0038] Amostras de teste de tração padrão e amostras de teste padrão de acordo com a especificação padrão ASTM E399 para teste de crescimento de fissuras foram preparadas a partir de barras forjadas. As amostras foram tratadas termicamente conforme mostrado na Tabela 2 abaixo. Tabela 2 [0038] Standard tensile test samples and standard test samples in accordance with the ASTM E399 standard specification for crack growth testing were prepared from forged bars. Samples were heat treated as shown in Table 2 below. Table 2

[0039] Os resultados de teste de tração em temperatura ambiente estão mostrados na Tabela 3A abaixo incluindo o desvio de 0,2% do limite convencional de elasticidade (YS), o limite de resistência à tração (UTS), a porcentagem de alongamento (%El), e a redução porcentual em área de seção transversal (%RA). Os resultados apresentados na Tabela 3A incluem testes executados após tratamento térmico e testes executados após as amostras terem sido aquecidas a 704,4 °C (1300 °F) por 1000 horas. Tabela 3A [0039] The room temperature tensile test results are shown in Table 3A below including the 0.2% deviation from the conventional yield strength (YS), the ultimate tensile strength (UTS), the percentage of elongation ( %El), and the percentage reduction in cross-sectional area (%RA). The results presented in Table 3A include tests performed after heat treatment and tests performed after samples were heated to 704.4 °C (1300 °F) for 1000 hours. Table 3A

[0040] Os resultados de teste de tração em temperatura ambiente adicional das amostras de fornada-G que foram tratadas termicamente com H2 estão mostrados na Tabela 3B abaixo incluindo 0,2% do limite convencional de elasticidade (YS), o limite de resistência à tração (UTS), a porcentagem de alongamento (%El), e a redução porcentual em área de seção transversal (%RA). Tabela 3B [0040] Additional room temperature tensile test results of the G-batch samples that were heat treated with H2 are shown in Table 3B below including 0.2% of the conventional yield strength (YS), the yield strength limit traction (UTS), the percentage of elongation (%El), and the percentage reduction in cross-sectional area (%RA). Table 3B

[0041] Os resultados de teste de tração em temperatura elevada estão mostrados na Tabela 4A abaixo incluindo 0,2% do limite convencional de elasticidade (YS), o limite de resistência à tração (UTS), a porcentagem de alongamento (%El), e a redução porcentual em área de seção transversal (%RA). Nestes testes, testou-se um primeiro conjunto de amostras de tração numa temperatura de 537,8 °C (1000 °F) e se testou um segundo conjunto de amostras de tração numa temperatura de 704,4 °C (1300 °F). Tabela 4A [0041] The high temperature tensile test results are shown in Table 4A below including 0.2% of the conventional yield strength (YS), the ultimate tensile strength (UTS), the percentage of elongation (%El) , and the percentage reduction in cross-sectional area (%RA). In these tests, a first set of tensile samples was tested at a temperature of 537.8 °C (1000 °F) and a second set of tensile samples was tested at a temperature of 704.4 °C (1300 °F). Table 4A

[0042] Os resultados de teste de tração em temperatura elevada adicional das amostras de fornada-G que foram tratadas termicamente com H2 estão mostrados na Tabela 4B abaixo incluindo 0,2% do limite convencional de elasticidade (YS), o limite de resistência à tração (UTS), a porcentagem de alongamento (%El), e a redução porcentual em área de seção transversal (%RA). Tabela 4B [0042] Additional elevated temperature tensile test results of the G-batch samples that were heat treated with H2 are shown in Table 4B below including 0.2% of the conventional yield strength (YS), the resistance limit to traction (UTS), the percentage of elongation (%El), and the percentage reduction in cross-sectional area (%RA). Table 4B

[0043] Os resultados de teste de ruptura por tensão a 732,2 °C (1350 °F) e uma tensão aplicada de 556,1 MPa (80 ksi) estão apresentados na Tabela 5A abaixo incluindo o tempo para ruptura (Life) em horas, a porcentagem de alongamento (%El) e a porcentagem de redução em área de seção transversal (%RA). Tabela 5A [0043] The stress rupture test results at 732.2 °C (1350 °F) and an applied stress of 556.1 MPa (80 ksi) are presented in Table 5A below including the time to rupture (Life) in hours, the percentage of elongation (%El) and the percentage of reduction in cross-sectional area (%RA). Table 5A

[0044] Os resultados de teste de ruptura por tensão adicional de amostras de fornada-G que foram tratadas termicamente com H2 estão apresentados na Tabela 5B incluindo o tempo para ruptura (Life) em horas, a porcentagem de alongamento (%El) e a porcentagem de redução em área de seção transversal (%RA). Tabela 5B [0044] The additional stress rupture test results of G-batch samples that were heat treated with H2 are presented in Table 5B including the time to rupture (Life) in hours, the percentage of elongation (%El) and the percentage of reduction in cross-sectional area (%RA). Table 5B

[0045] Além dos testes de tração e de ruptura por tensão, amostras selecionadas das fornadas G e S foram testadas para resistência ao crescimento de fissuras. Os resultados do teste de resistência ao crescimento de fissuras estão mostrados nas Figuras 1-3. A Figura 1 inclui um gráfico da linha que é definida pela equação da/dN = 1,2x10-10xΔK4'3 comparado com os gráficos dos exemplos que foram testados.[0045] In addition to tensile and tension rupture tests, selected samples from batches G and S were tested for resistance to crack growth. The results of the crack growth resistance test are shown in Figures 1-3. Figure 1 includes a graph of the line that is defined by the equation da/dN = 1.2x10-10xΔK4'3 compared to the graphs of the examples that were tested.

Example II

[0046] Executou-se teste adicional para demonstrar os benefícios do tratamento térmico modificado de acordo com a presente invenção. Executou-se o teste em amostras de liga G27, a composição da qual está mostrada na Tabela 1 acima. O início do solvus y’ foi a 1007,22 °C (1845 °F) determinado por calorimetria diferencial de varredura com uma taxa de aquecimento de 2,2 °C/min (36 °F/min). As amostras foram tratadas termicamente usando vários tratamentos térmicos diferentes incluindo tratamentos de recozimento único e duplo mostrados na Tabela 6 abaixo. Os tratamentos térmicos HT-1 a HT-6 incluíram um tratamento de recozimento único numa temperatura acima da temperatura solvus. Os tratamentos térmicos HT-7 a HT-9 incluíram um tratamento de recozimento único numa temperatura abaixo da temperatura solvus. Os tratamentos térmicos HT-10 a HT-17 incluíram um tratamento de recozimento duplo consistindo de um recozimento supersolvus seguido por um recozimento subsolvus. Todos os tratamentos térmicos incluíram um tratamento de envelhecimento padrão descrito acima.[0046] Additional testing was performed to demonstrate the benefits of modified heat treatment in accordance with the present invention. The test was carried out on samples of G27 alloy, the composition of which is shown in Table 1 above. The onset of solvus y' was at 1007.22 °C (1845 °F) determined by differential scanning calorimetry with a heating rate of 2.2 °C/min (36 °F/min). The samples were heat treated using several different heat treatments including single and double annealing treatments shown in Table 6 below. Heat treatments HT-1 to HT-6 included a single annealing treatment at a temperature above the solvus temperature. Heat treatments HT-7 to HT-9 included a single annealing treatment at a temperature below the solvus temperature. Heat treatments HT-10 to HT-17 included a double annealing treatment consisting of a supersolvus annealing followed by a subsolvus annealing. All heat treatments included a standard aging treatment described above.

[0047] A Tabela 6 abaixo mostra os resultados de teste de tração em temperatura elevada a 704,4 °C (1300 °F) incluindo o limite convencional de elasticidade (Y.S.) e limite de resistência à tração (U.T.S.) em ksi, a elongação porcentual (%El) e a redução porcentual em área (%R.A.) nas várias amostras tratadas termicamente. A Tabela 6 mostra também os resultados de teste de ruptura por tensão incluindo a vida útil à ruptura sob tensão em horas a 732,2 °C (1350 °F) sob carga de 556,1 MPa (80 ksi) (TTF). Os valores relatados na Tabela 6 são a média de medições efetuadas em amostras duplicadas, exceto HT-1. Testou-se uma única amostra para HT- 1. Tabela 6 [0047] Table 6 below shows the high temperature tensile test results at 704.4 °C (1300 °F) including the conventional yield strength (YS) and ultimate tensile strength (UTS) in ksi, the percentage elongation (%El) and percentage reduction in area (%RA) in the various heat-treated samples. Table 6 also shows stress rupture test results including stress rupture life in hours at 732.2°C (1350°F) under 556.1 MPa (80 ksi) load (TTF). The values reported in Table 6 are the average of measurements performed on duplicate samples, except HT-1. A single sample was tested for HT-1. Table 6

[0048] Nenhum dos tratamentos térmicos que usou uma temperatura de recozimento supersolvus satisfez a ductilidade de tração objetivo para esta liga. HT-1 a HT-5 mostram variações na temperatura de recozimento e procedimento de envelhecimento, ainda a ductilidade em níveis aceitáveis não foi atingida. Um resfriamento lento (SC) da temperatura de recozimento supersolvus para temperatura ambiente (HT-6) também não foi eficaz para prover a ductilidade desejada. Tratamentos térmicos por recozimento supersolvus usados em HT-7, HT-8 e HT-9 resultaram em ductilidade melhorada, mas o limite convencional de elasticidade diminuiu para menos que 827,4 MPa (120 ksi) e a vida útil à ruptura sob tensão não foi aceitável.[0048] None of the heat treatments that used a supersolvus annealing temperature satisfied the objective tensile ductility for this alloy. HT-1 to HT-5 show variations in annealing temperature and aging procedure, yet ductility at acceptable levels has not been achieved. A slow cooling (SC) from the supersolvus annealing temperature to room temperature (HT-6) was also not effective in providing the desired ductility. Supersolvus annealing heat treatments used in HT-7, HT-8, and HT-9 resulted in improved ductility, but the conventional yield strength decreased to less than 827.4 MPa (120 ksi) and the stress rupture life did not. it was acceptable.

[0049] Uma comparação entre os resultados para HT-1 e para HT-10 mostram que a adição de uma segunda etapa de recozimento abaixo da temperatura solvus resultou em ductilidade significativamente aumentada. A porcentagem de elongação (alongamento) de 10,5% para 14,8% e a porcentagem de redução em área aumentou de 12% para 18%. A ductilidade provida após HT-10 ultrapassou a ductilidade mínima aceitável provida por uma superliga conhecida. Embora a resistência à tração e a vida útil à ruptura sob tensão após HT-10 são menores que após HT-1, a vida útil à ruptura sob tensão provida ultrapassa a vida útil à ruptura sob tensão provida por outra superliga conhecida.[0049] A comparison between the results for HT-1 and HT-10 shows that the addition of a second annealing step below the solvus temperature resulted in significantly increased ductility. The percentage of elongation (lengthening) from 10.5% to 14.8% and the percentage of reduction in area increased from 12% to 18%. The ductility provided after HT-10 exceeded the minimum acceptable ductility provided by a known superalloy. Although the tensile strength and stress rupture life after HT-10 are lower than after HT-1, the tension rupture life provided exceeds the tension rupture life provided by another known superalloy.

[0050] Os resultados para HT-11 mostram que o recozimento duplo pode ser usado com uma temperatura supersolvus menor. Os resultados para HT-12 e HT-14 demonstram que tempos estendidos na segunda temperatura de recozimento pode retornar numa diminuição do efeito benéfico quando próxima da temperatura solvus. Os resultados para HT-13 mostram que executando o segundo recozimento numa temperatura mais abaixo da temperatura solvus para o segundo recozimento com o tempo estendido em temperatura num aumento adicional em ductilidade, mas com uma redução concomitante em resistência. O uso de um resfriamento de forno de 55,6 °C/h (100 °F/h) após a primeira temperatura de recozimento eliminou quaisquer ganhos em ductilidade tal como mostrado pelos resultados para HT-15. Entretanto, quando se usou o mesmo resfriamento de forno somente após a segunda temperatura de recozimento como em HT-16, obteve-se uma ductilidade relativamente elevada, embora com resistência substancialmente menor. Os resultados após HT-17 demonstram que a % de elongação pode aumentar significativamente quando se usar um segundo recozimento de 1800 °F em combinação com um primeiro recozimento de 982,2 °C (1850 °F), quando se compara com um único recozimento a 982,2 °C (1850 °F) (HT-3).[0050] The results for HT-11 show that double annealing can be used with a lower supersolvus temperature. The results for HT-12 and HT-14 demonstrate that extended times at the second annealing temperature can result in a decrease in the beneficial effect when close to the solvus temperature. The results for HT-13 show that performing the second annealing at a temperature lower than the solvus temperature for the second annealing with extended time in temperature results in a further increase in ductility, but with a concomitant reduction in strength. The use of a furnace cooldown of 55.6 °C/h (100 °F/h) after the first annealing temperature eliminated any gains in ductility as shown by the results for HT-15. However, when the same furnace cooling was used only after the second annealing temperature as in HT-16, relatively high ductility was obtained, although with substantially lower strength. Results after HT-17 demonstrate that % elongation can increase significantly when using a second annealing at 1800°F in combination with a first annealing at 982.2°C (1850°F) when compared to a single annealing at 982.2°C (1850°F) (HT-3).

[0051] Os termos e expressões que se empregam neste relatório descritivo são usados como termos de descrição e não de limitação. Não há nenhuma intenção no uso de tais 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.[0051] The terms and expressions used in this specification are used as terms of description and not of limitation. There is no intention in the use of such terms and expressions to exclude any equivalents of the features shown and described or portions thereof. It is recognized that various modifications are possible within the invention described and claimed herein.

Claims

1. Process for improving the tensile ductility of a precipitation-hardening nickel-based superalloy, characterized by the fact that it comprises the steps of: - providing an intermediate form of product prepared from a precipitation-hardening nickel-based superalloy; - determine the solvus temperature of the ’ phase in the precipitation-hardening nickel-based superalloy; - carry out a two-step solution annealing treatment of the intermediate product form, with the two-step solution annealing treatment consisting of: - heating the intermediate product form at a temperature below the solvus of the ' phase for a time sufficient to dissolve the ' phase in the alloy; followed by, - heating the intermediate form of product to a temperature below the solvus temperature of the ’ phase for a time sufficient to cause precipitation of a first precipitate ’ in the superalloy; and then, - aging the intermediate form of product under selected temperature and time conditions to precipitate a second phase ' in the superalloy which is smaller in size than the first phase ', said temperature and time conditions being selected from a of the following: i) heat to a temperature of 815.6 °C (1500 °F) to 843.3 °C (1550 °F) for 4 hours, followed by cooling to room temperature, then heat to a temperature of 732 .2°C (1350°F) to 760°C (1400°F) for 16 hours, and then cool to room temperature, or ii) heat to a temperature of 760°C (1400°F) for 16 hours, and then cool to room temperature.

2. Process according to claim 1, characterized in that, in steps i) and ii), cooling the intermediate product form heated to room temperature consists of quenching the intermediate product form in water.

3. Process according to claim 1, characterized by the fact that, in the stabilization steps) and ii), cooling the intermediate product form heated at room temperature consists of cooling the intermediate product form in air.

4. Process according to any one of claims 1 to 3, characterized in that the subsolvus temperature is -12.2 to 65.6 °C (10 to 150 °F) below the solvus temperature.

5. Process according to any one of claims 1 to 4, characterized in that the supersolvus temperature is 1010-1148.9 °C (1850-2100 °F).

6. Process according to any one of claims 1 to 5, characterized by the fact that it comprises the step of cooling the intermediate form of product at a rate of 37.8 ° C (100 ° F) per hour after the intermediate form of product will be heated to subsolvus temperature.