ES2250793T3 - CO-NI ALLOY OF THERMORESISTENT CO-NI PRECIPITATION AND METHOD FOR PREPARATION. - Google Patents
CO-NI ALLOY OF THERMORESISTENT CO-NI PRECIPITATION AND METHOD FOR PREPARATION.Info
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- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Abstract
Aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida que comprende, todo en peso: no más del 0, 05% de C; no más del 0, 5% de Si; no más del 1, 0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0, 1 al 5, 0% de Nb; del 0, 1 al 5, 0% de Fe; al menos un tipo del 0, 007 al 0, 10% de REM; del 0, 001 al 0, 010% de B; del 0, 0007 al 0, 010% de Mg y del 0, 001 al 0, 20% de Zr; el resto de Co e impurezas inevitables; una doble estructura fina; una fase matriz; y Co3Mo ó Co7Mo6 precipitado en los límites de la doble estructura fina y la fase matriz.Heat-resistant precipitation alloy based on hardened Co-Ni comprising, all by weight: not more than 0.05% C; no more than 0.5% of Si; no more than 1.0% of Mn; 25 to 45% Ni; from 13 to 22% of Cr; 10 to 18% Mo or 10 to 18% Mo + 1 / 2W; from 0.1 to 5.0% of Nb; from 0.1 to 5.0% of Fe; at least one type from 0.007 to 0.10% of REM; from 0.001 to 0.010% of B; 0.007 to 0.010% Mg and 0.001 to 0.20% Zr; the rest of Co and inevitable impurities; a double fine structure; a matrix phase; and Co3Mo or Co7Mo6 precipitated in the limits of the double fine structure and the matrix phase.
Description
Aleación de precipitación de Co-Ni termorresistente endurecida y método para su preparación.Precipitation alloy Hardened heat-resistant Co-Ni and method for its preparation.
La presente invención se refiere a una aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida y a un método para la obtención de la misma y, más en particular, a una aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida en la cual precipita Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en los límites entre una doble estructura fina y una fase matriz. La estructura es adecuada para resortes, pernos, etc, que se utilizan en piezas de, por ejemplo, sistemas de escape de motores y dispositivos periféricos en turbinas de gas, los cuales están expuestos a altas temperaturas.The present invention relates to an alloy of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened and to a method to obtain it and, more in particular, to a heat-resistant precipitation alloy based in hardened Co-Ni in which Co 3 Mo precipitates or Co_ {Mo} {6} in the boundaries between a double fine structure and a matrix phase The structure is suitable for springs, bolts, etc., which are used in parts of, for example, exhaust systems of engines and peripheral devices in gas turbines, which are exposed to high temperatures.
Convencionalmente, las partes termorresistentes que se utilizan en piezas tales como sistemas de escape de motores y dispositivos periféricos en turbinas de gas, que están expuestas a altas temperaturas, se fabrican utilizando aleaciones súper termorresistentes basadas en Ni tal como Inconel X-750 (Ni: 73,0% en masa, Cr: 15,0% en masa, Al: 0,8% en masa, Ti: 2,5% en masa, Fe: 6,8% en masa, Mn: 0,70% en masa, Si: 0,25% en masa, C: 0,04, Nb+Ta: 0,9% en masa) e Inconel 718 (Ni: 53,0% en masa, Cr: 18,6% en masa, Mo: 3,1% en masa, Al: 0,4% en masa, Ti: 0,9% en masa, Fe: 18,5% en masa, Mn: 0,20% en masa, Si: 0,18% en masa, C: 0,04% en masa, Nb+Ta: 5,0% en masa).Conventionally, the heat-resistant parts which are used in parts such as engine exhaust systems and peripheral devices in gas turbines, which are exposed to high temperatures, are manufactured using super alloys Ni-based heat-resistant such as Inconel X-750 (Ni: 73.0% by mass, Cr: 15.0% by mass, Al: 0.8% by mass, Ti: 2.5% by mass, Fe: 6.8% by mass, Mn: 0.70% by mass, Si: 0.25% by mass, C: 0.04, Nb + Ta: 0.9% by mass) and Inconel 718 (Ni: 53.0% by mass, Cr: 18.6% by mass, Mo: 3.1% by mass, Al: 0.4% by mass, Ti: 0.9% by mass, Fe: 18.5% by mass, Mn: 0.20% by mass, If: 0.18% by mass, C: 0.04% by mass, Nb + Ta: 5.0% by mass).
Estas aleaciones súper termorresistentes basadas en Ni se refuerzan mediante precipitación de la fase \gamma' (Ni_{3} (Al, Ti, Nb) y la fase \gamma'' (Ni_{3}Nb). Sin embargo, cuando estas aleaciones se utilizan durante largos períodos de tiempo a altas temperaturas de o por encima de 600ºC, la fase \gamma' y la fase \gamma'' se vuelven bastas debido al sobreenvejecimiento, provocando así una disminución de su fuerza. Además, en piezas tales como resortes y pernos sobre los que se aplica un esfuerzo continuo, la relajación al esfuerzo es mayor, y por ello no se mantiene el rendimiento inicial exigido originalmente para tales piezas.These super heat-resistant alloys based in Ni they are reinforced by precipitation of the γ phase (Ni 3 (Al, Ti, Nb) and the γ phase '' (Ni 3 Nb). Without However, when these alloys are used for long periods of time at high temperatures of or above 600 ° C, the phase γ 'and phase γ' become coarse due to the over-aging, thus causing a decrease in its strength. In addition, in parts such as springs and bolts on which apply a continuous effort, the relaxation to the effort is greater, and therefore, the required initial performance is not maintained Originally for such pieces.
La WO-A-0224967 revela unas aleaciones termorresistentes basadas en Co-Ni que comprenden, todo en peso, no más del 0,05% en masa de C; no más del 0,5% en masa de Si; no más del 1,0% en masa de Mn; del 25 al 45% en masa de Ni; del 13 a menos del 18% en masa de Cr; del 7 al 20% en masa de Mo + 1/2W de al menos Mo o W; del 0,1 al 3,0% en masa de Ti; del 0,1 al 5,0% en masa de Nb; del 0,1 al 5,0% en masa de Fe; y el resto básicamente es Co e impurezas inevitables, comprendiendo además la aleación termorresistente basada en Co-Ni, según sea necesario, del 0,007 al 0,10% en masa de REM, comprendiendo además, todo en peso, al menos uno de los del grupo formado por del 0,001 al 0,010% en masa de B; del 0,0007 al 0,010% en masa de Mg; del 0,001 al 0,20% en masao de Zr. Los métodos de producción para las aleaciones termorresistentes basadas en Co-Ni comprenden los pasos de someter a la aleación a una solución sólida por tratamiento térmico a 1.000 a 1.200ºC o a un trabajo en caliente a esta temperatura, a continuación someter la aleación a un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40% y luego someter la aleación a un tratamiento térmico de estabilización a 500 hasta 800ºC durante 0,1 a 50 horas.WO-A-0224967 reveals heat-resistant alloys based on Co-Ni comprising, all by weight, not more than 0.05% in mass of C; no more than 0.5% by mass of Si; no more than 1.0% by mass of Mn; 25 to 45% by mass of Ni; from 13 to less than 18% by mass of Cr; from 7 to 20% by mass of Mo + 1 / 2W of at least Mo or W; of the 0.1 to 3.0% by mass of Ti; 0.1 to 5.0% by mass of Nb; of 0.1 5.0% by mass of Fe; and the rest is basically Co and impurities unavoidable, also comprising heat-resistant alloy based on Co-Ni, as necessary, from 0.007 to 0.10% by mass of REM, also comprising all by weight, at least one of those in the group consisting of 0.001 to 0.010% by mass of B; from 0.0007 to 0.010% by mass of Mg; from 0.001 to 0.20% by mass of Zr. Production methods for heat-resistant alloys Co-Ni based understand the steps of submitting to the alloy to a solid solution by heat treatment at 1,000 to 1,200 ° C or hot work at this temperature, at then subject the alloy to cold or hot work that allows a reduction ratio of not less than 40% and then subject the alloy to a stabilization heat treatment at 500 up to 800 ° C for 0.1 to 50 hours.
En las aleaciones termorresistentes basadas en Co-Ni es necesario al menos Cr que precipita como fase \sigma, se incrementan los elementos disueltos como Mo, Fe, y Nb, que se segregan en imperfecciones en grupo de dislocación extendida para bloquear los movimientos de dislocación, alcanzándose un alto rendimiento de endurecimiento.In heat-resistant alloys based on Co-Ni is necessary at least Cr that precipitates as phase \ sigma, dissolved elements such as Mo, Fe, and Nb, which are segregated in dislocation group imperfections extended to block dislocation movements, reaching High hardening performance.
Estas aleaciones presentan alta resistencia a temperatura ambiente y pueden inhibir una disminución en la resistencia aun después de largos períodos de utilización a altas temperaturas en comparación con las aleaciones convencionales súper termorresistentes basadas en Ni.These alloys have high resistance to room temperature and can inhibit a decrease in resistance even after long periods of use at high temperatures compared to conventional super alloys heat-resistant based on Ni.
Por tanto, los objetos de la presente invención son proporcionar una aleación termorresistente que presente mayor resistencia que la aleación súper termorresistente basada en Ni anteriormente mencionada y que pueda inhibir una disminución en la resistencia aun después de un largo período de utilización a altas temperaturas, y proporcionar un método para producirla.Therefore, the objects of the present invention are to provide a heat-resistant alloy that has greater resistance than the super-heat resistant Ni-based alloy mentioned above and that can inhibit a decrease in resistance even after a long period of use at high temperatures, and provide a method to produce it.
Con el fin de resolver los problemas
anteriormente mencionados, los inventores de la presente invención
han llevado a cabo varias investigaciones y estudios sobre la
composición y condiciones del tratamiento térmico de envejecimiento
de las aleaciones termorresistentes basadas en Co-Ni
que presentan una mayor resistencia que la aleación súper
termorresistente basada en Ni anteriormente mencionada, y que puedan
inhibir una reducción en la resistencia aun después de un largo
período de utilización a altas temperaturas. Como resultado, los
inventores han descubierto que cuando una aleación termorresistente
basada en Co-Ni se somete a un tratamiento térmico
de envejecimiento bajo condiciones de estrés mecánico, se forma una
doble estructura fina con un tamaño de grano promedio de varias
micras, y precipita Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} con tamaños desde
varias micras hasta varias decenas de nanómetros en los límites
entre la doble estructura fina y una fase matriz (véase la Fig. 1 y
la Fig. 2 que muestran las fotografías de las estructuras del
Ejemplo Práctico 22 de la presente invención). Los inventores
descubrieron también que cuando se forma la estructura anteriormente
mencionada, se puede obtener una aleación termorresistente que
posee una gran resistencia y que puede inhibir la reducción de la
resistencia aun después de un largo período de utilización a altas
temperaturas. Los inventores descubrieron igualmente que cuando la
aleación termorresistente basada en Co-Ni se somete
primero a un trabajo en frío o en caliente que permite una
proporción de reducción no inferior al 40% después de un
tratamiento térmico de la solución sólida y se somete en segundo
lugar a un tratamiento térmico de envejecimiento, se forma una
dislocación de alta densidad en una matriz debido al trabajo en frío
o en caliente por la cual se mejora la resistencia a altas
temperaturas gracias al anclaje de la dislocación por los
precipitados formados por un tratamiento térmico de envejecimiento
después del tratamiento térmico de la solución sólida. Además, un
elemento disuelto tal como Mo se segrega en la superficie las
imperfecciones apiladas de la dislocación, y ésta se ancla. Por
tanto, se obtiene un efecto de mejora en la resistencia a
temperatura ambiente y a altas
temperaturas.In order to solve the aforementioned problems, the inventors of the present invention have carried out several investigations and studies on the composition and conditions of the aging heat treatment of Co-Ni-based heat-resistant alloys that have a greater resistance than super-heat-resistant alloy based on Ni mentioned above, and that can inhibit a reduction in resistance even after a long period of use at high temperatures. As a result, the inventors have discovered that when a heat-resistant alloy based on Co-Ni is subjected to an aging heat treatment under conditions of mechanical stress, a thin double structure with an average grain size of several microns is formed, and Co_ precipitates {3} Mo or Co_ {Mo} {6} with sizes from several microns to several tens of nanometers in the boundaries between the double fine structure and a matrix phase (see Fig. 1 and Fig. 2 showing the photographs of the structures of Practical Example 22 of the present invention). The inventors also discovered that when the aforementioned structure is formed, a heat-resistant alloy can be obtained which has a high resistance and can inhibit the reduction of resistance even after a long period of use at high temperatures. The inventors also found that when the Co-Ni-based heat-resistant alloy is first subjected to a cold or hot work that allows a reduction ratio of not less than 40% after a heat treatment of the solid solution and is subjected in second instead of an aging heat treatment, a high density dislocation is formed in a matrix due to cold or hot work whereby resistance to high temperatures is improved thanks to the anchoring of the dislocation by the precipitates formed by a heat treatment of aging after heat treatment of the solid solution. In addition, a dissolved element such as Mo is segregated on the surface stacked imperfections of the dislocation, and it is anchored. Therefore, an improvement effect is obtained in the resistance at room temperature and at high
temperatures
Además, los inventores descubrieron que para formar una doble estructura fina con un tamaño medio de grano de varias micras, y para formar precipitados finos de, por ejemplo, Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} con un tamaño de grano desde varias micras hasta varias decenas de nanómetros en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz, se realiza un tratamiento térmico de envejecimiento donde se calienta la aleación termorresistente durante un tiempo adecuado y a una temperatura de 600 a 800ºC bajo una condición de aplicación de esfuerzo después del tratamiento térmico de la solución en sólido. Como alternativa, se realiza un tratamiento térmico de trabajo y de envejecimiento donde, en primer lugar, se somete a una aleación termorresistente a un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40% después del tratamiento térmico de solución sólida y, en segundo lugar, se calienta durante un tiempo adecuado a una temperatura de 600 a 800ºC bajo una condición de aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400 MPa. Como alternativa, se realiza un tratamiento térmico de trabajo y envejecimiento donde, en primer lugar, se somete una aleación termorresistente a un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior del 40% después de tratamiento térmico de solución sólida y, en segundo lugar, se calienta durante un tiempo adecuado a una temperatura de 800ºC a 950ºC.In addition, the inventors discovered that for form a double fine structure with an average grain size of several microns, and to form fine precipitates of, for example, Co_ {Mo} or Co_ {Mo} {6} with a grain size from several microns to several tens of nanometers in the boundaries between the double fine structure and a matrix phase, a treatment is performed thermal aging where the alloy is heated heat resistant for a suitable time and at a temperature of 600 to 800 ° C under a stress application condition after heat treatment of the solid solution. As an alternative, it performs a heat treatment of work and aging where, first, it is subjected to a heat-resistant alloy to a cold or hot job that allows a proportion of reduction not less than 40% after heat treatment of solid solution and secondly it heats up for a while suitable at a temperature of 600 to 800 ° C under a condition of application of an effort of between 100 and 400 MPa. As an alternative, a working and aging heat treatment is performed where, first, a heat-resistant alloy is subjected to a cold or hot work that allows a proportion of No less than 40% reduction after heat treatment of solid solution and secondly it heats up for a while suitable at a temperature of 800 ° C to 950 ° C.
La presente invención ha sido realizada basándose en estos descubrimiento. En la siguiente explicación, "%" se refiere al % en masa.The present invention has been made based on In these discovery. In the following explanation, "%" is refers to mass%.
La presente invención proporciona una aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida que comprende, todo en peso, no más del 0,05% de C; no
más del 0,5% de Si; no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del
13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W;
del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al 5,0% de Fe; si lo hubiera del 0,1
al 3,0% de Ti; al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al
0,20% de Zr; siendo el resto Co e impurezas inevitables; una doble
estructura fina; una fase matriz; y donde precipita Co_{3}Mo ó
Co_{7}Mo_{6} en los límites de la doble estructura fina y la
fase
matriz.The present invention provides a hardened Co-Ni based heat-resistant precipitation alloy comprising, all by weight, not more than 0.05% C; no more than 0.5% of Si; no more than 1.0% of Mn; 25 to 45% Ni; from 13 to 22% of Cr; 10 to 18% Mo or 10 to 18% Mo + 1 / 2W; from 0.1 to 5.0% of Nb; 0.1 to 5.0% Fe; if there were 0.1 to 3.0% of Ti; at least one type of 0.007 to 0.10% of REM; from 0.001 to 0.010% of B; from 0.0007 to 0.010% of Mg and from 0.001 to 0.20% of Zr; the rest being Co and impurities inevitable; a double fine structure; a matrix phase; and where Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 precipitates within the limits of the double fine structure and phase
matrix.
En otro aspecto de la invención, ésta proporciona
un método para producir la aleación de precipitación
termorresistente basada en Co-Ni endurecida que
comprende los pasos de: preparar una aleación que comprende, todo en
peso, no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no más del 1,0%
de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de
Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al
5,0% de Fe; si lo hubiera del 0,1 al 3,0% de Ti; al menos un tipo
del 0,007 al 0,10% de REM; del 0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al
0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20% de Zr; siendo el resto Co e
impurezas inevitables; someter a la aleación a un tratamiento
térmico de solución sólida; y someter a la aleación a un
tratamiento térmico de envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a
16 horas bajo una condición de aplicación de un esfuerzo de entre
100 y 400 MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase
matriz.In another aspect of the invention, this provides a method for producing the hardened Co-Ni based heat-resistant precipitation alloy comprising the steps of: preparing an alloy comprising, all by weight, not more than 0.05% C; no more than 0.5% of Si; no more than 1.0% of Mn; 25 to 45% Ni; from 13 to 22% of Cr; 10 to 18% Mo or 10 to 18% Mo + 1 / 2W; from 0.1 to 5.0% of Nb; 0.1 to 5.0% Fe; if there were 0.1 to 3.0% of Ti; at least one type of 0.007 to 0.10% of REM; from 0.001 to 0.010% of B; from 0.0007 to 0.010% of Mg and from 0.001 to 0.20% of Zr; the rest being Co and impurities inevitable; subject the alloy to a solid solution heat treatment; and subject the alloy to an aging heat treatment at 600 to 800 ° C for 0.5 to 16 hours under a condition of application of an effort of between 100 and 400 MPa, thus forming a double fine structure in a matrix phase, and precipitating Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 at the boundary of the double fine structure and phase
matrix.
Además, en otro aspecto de la invención, ésta proporciona un método para producir la aleación termorresistente de precipitación basada en Co-Ni endurecida que comprende los pasos de: preparar una aleación que comprende, todo en peso, no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al 5,0% de Fe; si lo hubiera del 0,1 al 3,0% de Ti; al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del 0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20% de Zr; siendo el resto Co e impurezas inevitables; someter la aleación a un tratamiento térmico de solución sólida; someter a la aleación a un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40%; y someter a la aleación a un tratamiento térmico de envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400 MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase matriz, y precipitar Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en el límite de la doble estructura fina y la fase matriz.In addition, in another aspect of the invention, this provides a method to produce the heat-resistant alloy of precipitation based on hardened Co-Ni that It comprises the steps of: preparing an alloy comprising, all in weight, not more than 0.05% of C; no more than 0.5% of Si; no more than 1.0% of Mn; 25 to 45% Ni; from 13 to 22% of Cr; 10 to 18% Mo or 10 to 18% Mo + 1 / 2W; from 0.1 to 5.0% of Nb; from 0.1 to 5.0% of Faith; if there were 0.1 to 3.0% of Ti; at least one type of 0.007 to 0.10% REM; from 0.001 to 0.010% of B; from 0.0007 to 0.010% Mg and 0.001 to 0.20% Zr; being the rest Co e inevitable impurities; subject the alloy to heat treatment of solid solution; subject the alloy to cold work or hot allowing a reduction ratio of not less than 40%; and subject the alloy to an aging heat treatment to 600 to 800 ° C for 0.5 to 16 hours under application of an effort of between 100 and 400 MPa, thus forming a double fine structure in a matrix phase, and precipitate Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 in the boundary of the double fine structure and the matrix phase.
En la aleación de precipitación termorresistente
basada en Co-Ni endurecida de la presente invención,
los precipitados finos se forman en los límites entre la doble
estructura fina y una fase matriz. No se permite que los
precipitados crezcan para ser más gruesos a altas temperaturas de
aproximadamente 700ºC, se realiza un efecto sobre el anclaje de la
dislocación aun a altas temperaturas no inferiores a 700ºC debido a
la interacción entre los precipitados y la dislocación. Los
precipitados se forman en las uniones intergranulares de una doble
estructura fina que tiene un tamaño medio de grano de varias micras.
Por tanto, los precipitados suprimen el deslizamiento del límite de
grano como formando un obstáculo cuando el dicho límite se mueve a
altas temperaturas no menos de 700ºC, e impide la circulación de los
granos. En consecuencia, la alta resistencia, por ejemplo la
resistencia a la fluencia, es
excelente.In the hardened Co-Ni based heat-resistant precipitation alloy of the present invention, fine precipitates are formed at the boundaries between the double fine structure and a matrix phase. The precipitates are not allowed to grow to be thicker at high temperatures of approximately 700 ° C, an effect is made on the anchoring of the displacement even at high temperatures not less than 700 ° C due to the interaction between the precipitates and the dislocation. The precipitates are formed in the intergranular junctions of a double fine structure that has an average grain size of several microns. Therefore, the precipitates suppress the sliding of the grain limit as forming an obstacle when said limit moves at high temperatures not less than 700 ° C, and prevents grain circulation. Consequently, high resistance, for example creep resistance, is
Excellent.
Además, en el método de producción de la aleación
de precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se
somete a un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,5 a 16
horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo una aplicación de un
esfuerzo después de un tratamiento térmico de solución sólida a
1.000 a 1.200ºC. Como alternativa, la aleación termorresistente se
somete, en primer lugar, a un trabajo en frío o en caliente que
permita una proporción de reducción no inferior al 40% después del
tratamiento térmico de solución sólida y, en segundo lugar, se
somete a un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,5 a 16
horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un
esfuerzo de entre 100 y
400 MPa.In addition, in the production method of the hardened Co-Ni based heat-resistant precipitation alloy of the present invention, the heat-resistant alloy is subjected to an aging heat treatment for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under an application of a stress after a solid solution heat treatment at 1,000 to 1,200 ° C. As an alternative, the heat-resistant alloy is first subjected to a cold or hot work that allows a reduction ratio of not less than 40% after the solid solution heat treatment and, secondly, is subjected to a treatment thermal aging for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort of between 100 and
400 MPa
Figura 1: micrografía electrónica de barrido de una sustitución dibujada que muestra una estructura ampliada 5.000 veces del Ejemplo Práctico nº 22 de la presente invención.Figure 1: Scanning electron micrograph of a drawn substitution showing an expanded 5,000 structure times of Practical Example No. 22 of the present invention.
Figura 2: micrografía electrónica de barrido de una sustitución dibujada que muestra una estructura ampliada 2.000 veces del Ejemplo Práctico nº 22 de la presente invención.Figure 2: Scanning electron micrograph of a drawn substitution showing an expanded 2,000 structure times of Practical Example No. 22 of the present invention.
A continuación la descripción siguiente expondrá las razones sobre las limitaciones mencionadas anteriormente a la composición en la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida y al método de producción de la presente invención.Then the following description will expose the reasons about the limitations mentioned above to the Composition in heat-resistant precipitation alloy based in hardened Co-Ni and the production method of the present invention
El carbono C se enlaza al Nb y Ti para formar carburos que impiden que los granos se vuelvan gruesos en el momento del tratamiento térmico de solución sólida, y también para consolidar el límite de grano; así, este elemento está incluido con este propósito. Para obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 0,005%. Sin embargo, ya que un contenido que sobrepasara el 0,05%, de forma más específica un 0,03%, provocaría una disminución de la dureza y de la resistencia a la corrosión, y formaría también un carburo con un elemento de anclaje de la dislocación como Mo, lo que resultaría en una interferencia con el anclaje de la dislocación, el contenido no debe ser superior al 0,05%. El rango preferente es del 0,005 al 0,03%.Carbon C binds to Nb and Ti to form carbides that prevent grains from becoming thick at the moment of solid solution heat treatment, and also for consolidate the grain limit; So, this item is included with this purpose To obtain these effects, the content must not be less than 0.005%. However, since a content that exceed 0.05%, more specifically 0.03%, would cause a decrease in hardness and corrosion resistance, and would also form a carbide with an anchoring element of the dislocation like Mo, which would result in interference with the dislocation anchor, the content must not exceed 0.05% The preferred range is 0.005 to 0.03%.
Ya que el Si se utiliza eficazmente como desoxidante, este elemento está incluido con este propósito. Sin embargo, ya que un contenido que exceda un 0,5%, de forma más específica un 0,3%, provocaría una disminución de la dureza, el contenido no es superior al 0,5%. El rango preferente es de no más del 0,3%.Since the Si is used effectively as deoxidant, this element is included for this purpose. Without However, since a content exceeding 0.5%, more specific 0.3%, would cause a decrease in hardness, the content is not more than 0.5%. The preferred range is no more 0.3%
Ya que el Mn se utiliza eficazmente como desoxidante, y reduce la energía de la imperfección apilada para mejorar el rendimiento del trabajo de endurecimiento, este elemento está incluido con este propósito. Sin embargo, un contenido que exceda el 1,0%, de forma más específica el 0,7%, provocaría una disminución de la resistencia a la corrosión, por ello el contenido no debe ser superior al 1,0%. El rango preferente es de no más del 0,7%.Since Mn is used effectively as deoxidant, and reduces the energy of the imperfection stacked to improve hardening work performance, this element It is included for this purpose. However, a content that exceed 1.0%, more specifically 0.7%, would cause reduction of corrosion resistance, therefore the content It must not exceed 1.0%. The preferred range is no more than 0.7%
El Ni es un elemento que se utiliza para estabilizar la austenita que sirve de matriz y mejora la termorresistencia y la resistencia a la corrosión de la aleación, este elemento está incluido con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 25%, con más preferencia al 27%. Sin embargo, un contenido que exceda el 45% provocaría una disminución del rendimiento del trabajo de endurecimiento, por ello el contenido debe ser del 25 al 45%. El rango preferente es del 27 al 45%.Ni is an element that is used to stabilize the austenite that serves as a matrix and improves the heat resistance and corrosion resistance of the alloy, This item is included for this purpose. With the purpose of get these effects, the content should not be less than 25%, with more preference at 27%. However, a content that exceeds 45% would cause a decrease in the work performance of hardening, therefore the content should be 25 to 45%. He Preferred range is 27 to 45%.
El Cr es un elemento que se utiliza para mejorar la termorresistencia y la resistencia a la corrosión, este elemento está incluido con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 13%, con más preferencia al 16%. Sin embargo, un contenido que exceda el 22%, de forma más específica el 21%, tiende a provocar la precipitación de una fase \sigma, por ello el contenido debe encontrarse en un rango del 13 al 22%. El rango preferente es del 16 al 21%.Cr is an element that is used to improve Heat resistance and corrosion resistance, this element It is included for this purpose. In order to get these effects, the content should not be less than 13%, with more 16% preference. However, a content that exceeds 22% of 21% more specifically, tends to cause precipitation of a phase \ sigma, so the content must be in a range from 13 to 22%. The preferred range is from 16 to 21%.
Como Mo y W se tratan por solución sólida dentro de la matriz y consolidan la matriz para mejorar el rendimiento del trabajo de endurecimiento, estos elementos están incluidos con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 10%, con más preferencia al 11%, y preferentemente el contenido de Mo no debe ser inferior al 8,0% en el caso de contener Mo y W. Sin embargo, ya que cuando la cantidad total del contenido de Mo y 1/2 del contenido de W excede el 18% tiende a producirse la precipitación de una fase \sigma, el contenido debe encontrarse en el rango del 10 al 18%. El rango preferente es del 11 al 18%.How Mo and W are treated by solid solution inside of the matrix and consolidate the matrix to improve the performance of the hardening work, these elements are included with this purpose. In order to obtain these effects, the content does not must be less than 10%, more preferably 11%, and preferably the Mo content should not be less than 8.0% in the case of containing Mo and W. However, since when the amount Total Mo content and 1/2 W content exceeds 18% precipitation of a phase tends to occur, the content must be in the range of 10 to 18%. The range Preferred is 11 to 18%.
Nb se enlaza a C para formar los carburos que impiden que los granos se vuelvan gruesos durante el tratamiento térmico de solución sólida y para consolidar el límite de grano; y asimismo está tratado por solución sólida en la matriz para reforzar la matriz, mejorando así el rendimiento del trabajo de endurecimiento. Así, este elemento está incluido con este propósito. Para obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 0,1%, con más preferencia al 0,8%. Sin embargo, ya que un contenido que sobrepasara un 5,0%, de forma más específica un 3,0%, provocaría la precipitación de una fase \sigma (Ni_{3}Nb) lo que resultaría en una disminución de la capacidad de trabajo y dureza, el contenido debe encontrarse en un rango del 0,1 al 5,0%. El rango preferente es del 0,8 al 3,0%.Nb binds to C to form the carbides that prevent grains from becoming thick during treatment thermal solid solution and to consolidate the grain limit; Y It is also treated by a solid solution in the matrix to reinforce the matrix, thus improving the work performance of hardening. Thus, this element is included for this purpose. To obtain these effects, the content must not be less than 0.1%, more preferably 0.8%. However, since a content that exceeds 5.0%, more specifically 3.0%, it would cause precipitation of a phase sig (Ni 3 Nb) so which would result in a decrease in work capacity and hardness, the content must be in a range of 0.1 to 5.0%. The preferred range is 0.8 to 3.0%.
Ya que el Fe se trata por solución sólida en la matriz para consolidar la matriz, este elemento está incluido con este propósito. Con el fin de obtener este efecto, el contenido no debe ser inferior al 0,1%, y con más preferencia al 0,5%. Sin embargo, un contenido que sobrepasara el 5,0%, de forma más específica el 4,8%, provocaría una disminución de la propiedad de resistencia a la oxidación, por ello el contenido debe encontrarse en un rango del 0,1 al 5,0%. El rango preferente es del 0,5 al 4,8%.Since Faith is treated by solid solution in the matrix to consolidate the matrix, this element is included with this purpose In order to obtain this effect, the content does not it must be less than 0.1%, and more preferably 0.5%. Without However, a content that exceeds 5.0%, more specific 4.8%, would cause a decrease in ownership of oxidation resistance, therefore the content must be found in a range of 0.1 to 5.0%. The preferred range is 0.5 to 4.8%
La utilización de Mo, Nb y Fe en forma combinada hace posible un mayor incremento de la resistencia de solución sólida y del endurecimiento de trabajo de la matriz, lo que intensifica enormemente la resistencia máxima a la tracción obtenida a temperatura ambiente y a altas temperaturas, y ejerce el efecto de desplazar la temperatura de máxima resistencia a la tracción a altas temperaturas hacia mayores temperaturas, en comparación con la aplicación de Mo y Nb o Mo y Fe de forma combinada.The use of Mo, Nb and Fe in combination makes possible a greater increase in solution resistance solid and hardening matrix work, which greatly intensifies the maximum tensile strength obtained at room temperature and at high temperatures, and exerts the effect of shift the temperature of maximum tensile strength to high temperatures towards higher temperatures, compared to the application of Mo and Nb or Mo and Fe in combination.
Ya que el Ti mejora la resistencia, este elemento se incluye con este propósito. Con el fin de obtener este efecto, el contenido no debe ser inferior al 0,1%, con más preferencia al 0,5%. Sin embargo, un contenido que exceda el 3,0%, de forma más específica el 2,5%, provocaría la precipitación de una fase \eta (Ni_{3}Ti) lo que resulta en una disminución de la capacidad de trabajo y la dureza, por ello el contenido debe encontrarse en el rango del 0,1 al 3,0%. El rango preferente es del 0,5 al 2,5%.Since Ti improves resistance, this element It is included for this purpose. In order to obtain this effect, the content should not be less than 0.1%, more preferably 0.5% However, a content that exceeds 3.0%, more specific 2.5%, would cause precipitation of a phase? (Ni_ {Ti}) resulting in a decrease in the ability to work and hardness, therefore the content must be found in the range from 0.1 to 3.0%. The preferred range is 0.5 to 2.5%.
Como REM, que es al menos uno de los elementos pertenecientes a las tierras raras tal como Y, Ce, y mischmetal (metal mixto), mejora la manejabilidad en caliente y la resistencia a la oxidación, está incluido con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 0,007%, con más preferencia al 0,01%. Sin embargo, un contenido que exceda el 0,10%, de forma más específica el 0,04%, provoca la disminución de la manejabilidad en caliente y la resistencia a la oxidación a la inversa, por ello el contenido debe encontrarse en un rango del 0,007 al 0,10%. El rango preferente es del 0,01 al 0,04%.As REM, which is at least one of the elements belonging to rare earths such as Y, Ce, and mischmetal (mixed metal), improves hot workability and resistance to oxidation, it is included for this purpose. With the purpose of get these effects, the content should not be less than 0.007%, more preferably 0.01%. However, content that exceeds 0.10%, more specifically 0.04%, causes the decrease of hot workability and oxidation resistance to the reverse, so the content must be in a range of 0.007 to 0.10%. The preferred range is 0.01 to 0.04%.
B, Mg y Zr mejoran la manejabilidad en caliente y consolidan el límite de grano, estos elementos están incluidos con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, B debe ser del 0,001%, con más preferencia del 0,002%, Mg debe ser del 0,0007%, con más preferencia del 0,001%, y Zr debe ser del 0,001%, con más preferencia del 0,01%. Sin embargo, que B exceda el 0,010%, de forma más específica el 0,006%, Mg exceda el 0,010%, de forma más específica el 0,004% y Zr exceda el 0,20%, de forma más específica el 0,05%, provocarían una disminución de la manejabilidad en caliente y de la resistencia a la oxidación y, por ello, los rangos de los contenidos deben encontrarse respectivamente dentro de los mencionados anteriormente. Con más preferencia, B se encuentra en un rango del 0,002 al 0,006%, Mg se encuentra en un rango del 0,001 al 0,004% y Zr se encuentra en un rango del 0,01 al 0,05%.B, Mg and Zr improve hot workability and consolidate the grain limit, these elements are included with this purpose In order to obtain these effects, B must be 0.001%, more preferably 0.002%, Mg should be 0.0007%, with more preference of 0.001%, and Zr should be 0.001%, with more 0.01% preference. However, that B exceeds 0.010%, so more specific 0.006%, Mg exceeds 0.010%, more specific 0.004% and Zr exceed 0.20%, more specifically 0.05%, would cause a decrease in manageability in hot and oxidation resistance and therefore the ranges of the contents must be respectively within the mentioned above. More preferably, B is in a range of 0.002 to 0.006%, Mg is in a range of 0.001 at 0.004% and Zr is in a range of 0.01 to 0.05%.
Co, que posee una estructura de red hexagonal empaquetada, permite un contenido de Ni de modo tal que pueda tener una estructura de red cúbica centrada en las caras, es decir, austenita, permitiendo así un alto rendimiento del trabajo de endurecimiento.Co, which has a hexagonal network structure packaged, allows Ni content so that it can have a cubic network structure centered on faces, that is, austenite, thus allowing high performance of the work of hardening.
La aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención comprende la composición mencionada anteriormente, y posee una estructura donde precipita Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en los límites entre una doble estructura fina y una fase matriz.The heat-resistant precipitation alloy based on hardened Co-Ni of the present invention It comprises the composition mentioned above, and has a structure where Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 precipitates in the boundaries between a double fine structure and a matrix phase.
A continuación la descripción siguiente expondrá el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención. En el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida, se forma una doble estructura fina que tiene un tamaño medio de grano de varias micras en una aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida que contiene la composición mencionada anteriormente, precipita Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} cuyos tamaños oscilan entre varias micras y varias decenas de nanómetros en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz, y se obtiene así una aleación termorresistente que posee una alta resistencia y que puede inhibir la disminución de la resistencia después de un largo período de utilización a altas temperaturas.Then the following description will expose The precipitation alloy production method heat-resistant based on hardened Co-Ni from the present invention In the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened, a thin double structure is formed that has a size grain of several microns in a precipitation alloy heat-resistant based on hardened Co-Ni that contains the composition mentioned above, precipitates Co_ {Mo} {Mo} {Co} {Mo} {6} whose sizes range from several microns and several tens of nanometers in the boundaries between double fine structure and a matrix phase, and thus an alloy is obtained heat resistant that has high resistance and can inhibit the decrease in resistance after a long period of use at high temperatures.
Por tanto, el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención se caracteriza porque la aleación termorresistente basada en Co-Ni mencionada anteriormente se somete, en primer lugar, a un tratamiento térmico de solución sólida calentando a 1.000 a 1.200ºC, etc, y, en segundo lugar, a un tratamiento térmico de envejecimiento calentando durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo la aplicación de un esfuerzo.Therefore, the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention is characterized in that the Co-Ni based heat resistant alloy mentioned previously undergoes first a heat treatment of solid solution heating at 1,000 to 1,200 ° C, etc., and, in second place, to an aging heat treatment by heating during 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort.
Además, otro método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención se caracteriza porque la aleación termorrresistente basada en Co-Ni mencionada anteriormente se somete en primer lugar a un tratamiento térmico de solución sólida, en segundo lugar a un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40%, y en tercer lugar a un tratamiento térmico de envejecimiento por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un esfuerzo.In addition, another method of alloy production of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention is characterized in that the heat-resistant alloy based on Co-Ni mentioned above is first subjected to a treatment Solid solution thermal, second to cold work or hot allowing a reduction ratio not less than 40%, and thirdly to an aging heat treatment by heating for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort.
En el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención, el tratamiento térmico de solución sólida se realiza con el fin de hacer que la estructura sea uniforme y para reducir la dureza, facilitando el trabajo. Por tanto, el tratamiento térmico de solución sólida se realiza preferentemente calentando a 1.000 hasta 1.200ºC. Una temperatura inferior a 1.000ºC no consigue proporcionar una estructura lo suficiente uniforme y no consigue tampoco reducir la dureza, con lo que se dificulta el trabajo. Además, una temperatura inferior a 1.000ºC puede provocar la precipitación de un compuesto tal como Mo que ejerce un efecto de anclaje sobre las dislocaciones, y una reducción posterior en la capacidad de endurecimiento por envejecimiento. Una temperatura que exceda 1.200ºC hace que los granos de cristal sean gruesos, lo que provoca una disminución de la dureza y resistencia.In the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention, the heat treatment of solid solution is made in order to make the structure be uniform and to reduce hardness, making work easier. By Therefore, the solid solution heat treatment is performed preferably heating at 1,000 to 1,200 ° C. A temperature less than 1,000 ° C fails to provide a structure enough uniform and can not reduce the hardness, that makes work difficult. In addition, a temperature below 1,000 ° C can cause precipitation of a compound such as Mo which exerts an anchoring effect on dislocations, and a subsequent reduction in hardening capacity by aging. A temperature exceeding 1,200 ° C causes the glass beads are thick, which causes a decrease in hardness and resistance.
En el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se somete a un tratamiento térmico de envejecimiento por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un esfuerzo con el fin de formar una doble estructura fina que tenga un tamaño medio de grano de varias micras y que precipite Co_{3}Mo o el Co_{7}Mo_{6} con tamaños de varias micras a varias decenas de nanómetros en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz. El esfuerzo aplicado en el tratamiento térmico de envejecimiento es de aproximadamente 100 a 400 MPa. Un esfuerzo inferior a 100 MPa no permite que precipite suficientemente el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} fino en los límites entre una doble estructura fina y una fase matriz. Un esfuerzo aplicado que exceda 400 MPa resulta en una saturación y transforma la aleación que se somete a tratamiento térmico de envejecimiento.In the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention, the heat-resistant alloy undergoes an aging heat treatment by heating for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort in order to form a double fine structure that has an average grain size of several microns and precipitate Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 with sizes of several microns to several tens of nanometers in the boundaries between the double fine structure and a matrix phase. The effort applied in The aging heat treatment is approximately 100 to 400 MPa An effort less than 100 MPa does not allow it to precipitate sufficiently the Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 fine in the boundaries between a double fine structure and a matrix phase. A applied effort exceeding 400 MPa results in saturation and transforms the alloy that undergoes heat treatment of aging.
En el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se somete a un tratamiento térmico de envejecimiento mediante calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC porque una temperatura inferior a 600ºC o durante un tiempo inferior a 0,5 horas no precipita suficientemente una doble estructura fina y un Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} fino en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz, y una temperatura superior a 800ºC o durante un tiempo superior a 16 horas resulta en una saturación y hace que los precipitados sean más bien gruesos, provocando así una disminución de la resistencia, lo que provoca también un mayor alargamiento por deformación plástica al provocar una disminución en la dureza y resistencia que provoca la dislocación para volver a formarse cuando se realiza adicionalmente el tratamiento térmico de envejecimiento después de haberse realizado un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40%.In the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention, the heat-resistant alloy undergoes an aging heat treatment by heating for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C because a temperature below 600 ° C or for a while less than 0.5 hours a double does not precipitate sufficiently fine structure and a Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 fine in the boundaries between the double fine structure and a matrix phase, and a temperature above 800 ° C or for a time exceeding 16 hours results in saturation and makes precipitates rather thick, thus causing a decrease in resistance, which also causes greater elongation due to plastic deformation at cause a decrease in hardness and resistance caused by the dislocation to reshape when performed additionally heat aging treatment after performed a cold or hot job that allows a reduction ratio not less than 40%.
En el método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se somete a un trabajo en frío o en caliente con una proporción de reducción no inferior al 40% antes de un tratamiento térmico de envejecimiento bajo aplicación de un esfuerzo porque es necesario que se formen dislocaciones de alta densidad, y porque una densidad inferior al 40% no consigue la formación de dislocaciones a alta densidad. Mediante el tratamiento térmico de envejecimiento después de la formación de las dislocaciones a alta densidad, los átomos soluto tal como Mo y Fe están segregados en imperfecciones apiladas formadas entre las media dislocaciones de las dislocaciones extendidas; así, los movimientos de dislocación se bloquean de modo tal que se suprima la relajación de esfuerzo, es decir, la reocurrencia de dislocaciones. Como resultado, se puede obtener una aleación termorresistente que tenga una gran resistencia y que pueda inhibir la reducción de la resistencia aun después de un largo período de utilización a altas temperaturas, combinada con un efecto en el cual se forma una doble estructura fina y precipita Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} fino en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz.In the alloy production method of heat-resistant precipitation based on Co-Ni hardened of the present invention, the heat-resistant alloy is undergoes a cold or hot job with a proportion of reduction not less than 40% before a heat treatment of aging under application of an effort because it is necessary that high density dislocations are formed, and because a density less than 40% does not achieve dislocation formation at high density. By heat aging treatment after of the formation of dislocations at high density, atoms solute such as Mo and Fe are segregated in stacked imperfections formed between the half dislocations of the dislocations extended; thus, dislocation movements are blocked so such that stress relaxation is suppressed, that is, the dislocation recurrence. As a result, you can get a heat-resistant alloy that has great strength and can inhibit resistance reduction even after a long period of use at high temperatures, combined with a effect in which a double fine structure is formed and precipitates Co_ {Mo} or Co_ {Mo} {6} fine in the boundaries between the double fine structure and a matrix phase.
En un ejemplo del método de producción de la aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la presente invención, se funde la aleación y se prepara mediante un método convencional empleando un horno de inducción a vacío de alta frecuencia, etc., y se forja en un lingote por un método típico de forjado. En un ejemplo, a continuación se somete el lingote a un trabajo en caliente y a un tratamiento térmico de solución sólida a 1.000 a 1.200ºC, y luego se somete el lingote a un tratamiento térmico de envejecimiento por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un esfuerzo de 100 a 140 MPa. En otro ejemplo, a continuación se somete la aleación a un trabajo en frío o en caliente con una proporción de reducción no inferior al 40% después del tratamiento térmico de solución sólida mencionado anteriormente, y luego se somete la aleación a un tratamiento térmico de envejecimiento por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un esfuerzo de 100 a 140 MPa.In an example of the production method of the heat-resistant precipitation alloy based on Hardened Co-Ni of the present invention, melts the alloy and is prepared by a conventional method using a high frequency vacuum induction furnace, etc., and is forged in an ingot by a typical method of forging. In an example, to then the ingot is subjected to hot work and a heat treatment of solid solution at 1,000 to 1,200 ° C, and then subject the ingot to an aging heat treatment by heating for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort of 100 to 140 MPa. In other For example, the alloy is then subjected to cold work or hot with a reduction ratio of not less than 40% After heat treatment of solid solution mentioned before, and then the alloy is subjected to a treatment thermal aging by heating for 0.5 to 16 hours at a temperature of 600 to 800 ° C under application of an effort of 100 at 140 MPa.
Las aleaciones de precipitación termorresistentes basadas en Co-Ni endurecidas de la presente invención pueden emplearse en piezas y dispositivos tales como las piezas relacionadas con los escapes, por ejemplo colectores de escape de motores, dispositivos periféricos de turbinas de gas, materiales para cámaras de horno, muelles termorresistentes y pernos termorresistentes, para los cuales se ha utilizado Inconel X750 o Inconel X718. Pueden utilizarse también para piezas y dispositivos utilizados a temperaturas más altas. De forma específica, pueden aplicarse preferentemente a muelles y pernos en los cuales se aplica normalmente un esfuerzo a altas temperaturas.Heat Resistant Alloys Hardened Co-Ni based herein invention can be used in parts and devices such as parts related to the exhaust, for example collectors of engine exhaust, peripheral gas turbine devices, materials for oven chambers, heat-resistant springs and bolts heat-resistant, for which Inconel X750 or Inconel X718. They can also be used for parts and devices used at higher temperatures. Specifically, they can preferably applied to springs and bolts on which it is applied normally an effort at high temperatures.
La siguiente descripción expondrá la presente invención basándose en unos ejemplos.The following description will present this invention based on examples.
Las aleaciones de los ejemplos de la presente
invención y los ejemplos comparativos, cuyas composiciones figuran
en la Tabla 1 siguiente, se fundieron y prepararon por métodos
convencionales utilizando un horno de inducción a vacío de alta
frecuencia para obtener lingotes de 50 kg. Estos lingotes se
formaron en barras cilíndricas, cada una con un diámetro de 20 mm,
mediante un proceso de forjado en caliente. Estas barras fueron
sometidas a un tratamiento térmico de solución a 1.100ºC, y luego a
un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo un
esfuerzo de tracción de 200 MPa. A partir de estos elementos se
obtuvieron piezas de ensayo de tracción con un diámetro de 8 mm en
las partes paralelas, y éstas se sometieron a pruebas de tracción a
temperatura ambiente para medir la resistencia a la tracción.
Además, se obtuvieron piezas para pruebas de fluencia que tenían un
diámetro de 6 mm en las partes paralelas con una distancia entre
rayas de 30 mm, y éstas se sometieron a pruebas de fluencia donde se
les aplicó un esfuerzo de 330 MPa a 700ºC para medir el alargamiento
1.000 horas más tarde. La Tabla 2 muestra los resultados de estas
pruebas. La Tabla 2 muestra el resultado de la observación de los
precipitados como una
microestructura.The alloys of the examples of the present invention and the comparative examples, whose compositions are listed in Table 1 below, were melted and prepared by conventional methods using a high frequency vacuum induction furnace to obtain 50 kg ingots. These ingots were formed in cylindrical bars, each with a diameter of 20 mm, by a hot forging process. These bars were subjected to a heat treatment of 1,100 ° C solution, and then to an aging heat treatment at 720 ° C for 8 hours under a tensile stress of 200 MPa. From these elements tensile test pieces with a diameter of 8 mm were obtained in the parallel parts, and these were subjected to tensile tests at room temperature to measure the tensile strength. In addition, pieces for creep tests were obtained that had a diameter of 6 mm in parallel parts with a distance between stripes of 30 mm, and these were subjected to creep tests where an effort of 330 MPa at 700 ° C was applied to measure elongation 1,000 hours later. Table 2 shows the results of these tests. Table 2 shows the result of the observation of the precipitates as a
microstructure
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Barras cilíndricas con un diámetro de 20 mm de la aleación Nº 5 y Nº 6 de la presente invención indicadas en la Tabla 1 se sometieron a tratamiento térmico de solución sólida a 1.100ºC. Entonces, como ejemplos de la presente invención, las barras cilíndricas fueron sometidas a un tratamiento térmico de envejecimiento a 620ºC x 15 horas bajo un esfuerzo de tracción de 250 MPa, un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo un esfuerzo de tracción de 200 MPa, o un tratamiento térmico de envejecimiento de 770ºC x 4 horas bajo un esfuerzo de tracción de 120 MPa. Como ejemplos comparativos, las barras cilíndricas fueron sometidas a un tratamiento térmico de envejecimiento de 850ºC x 4 horas bajo un esfuerzo de tracción de 80 MPa, o un tratamiento térmico de envejecimiento de 550ºC x 15 horas bajo un esfuerzo de tracción de 250 MPa. Las piezas para probar la fluencia se obtuvieron a partir de estos elementos de la misma forma que en el Ejemplo 1, y se llevaron a cabo las pruebas de fluencia en las mismas condiciones que en el Ejemplo 1 para medir la fluencia. La Tabla 3 muestra los resultados de las pruebas.Cylindrical bars with a diameter of 20 mm from the Alloy No. 5 and No. 6 of the present invention indicated in the Table 1 underwent heat treatment of solid solution at 1,100 ° C. Then, as examples of the present invention, the bars cylindrical were subjected to a heat treatment of aging at 620 ° C x 15 hours under tensile stress of 250 MPa, an aging heat treatment at 720ºC for 8 hours under a tensile stress of 200 MPa, or a heat treatment of aging of 770 ° C x 4 hours under a tensile stress of 120 MPa As comparative examples, the cylindrical bars were subjected to an aging heat treatment of 850 ° C x 4 hours under a tensile stress of 80 MPa, or a treatment thermal aging of 550ºC x 15 hours under an effort of 250 MPa traction. The pieces to test the creep are obtained from these elements in the same way as in the Example 1, and creep tests were carried out in the same conditions as in Example 1 to measure creep. The Table 3 shows the test results.
Barras cilíndricas con un diámetro de 20 mm de la aleación Nº 5 y Nº 6 de la presente invención indicadas en la Tabla 1 fueron sometidas a un tratamiento térmico de solución sólida a 1.100ºC. Entonces, como ejemplos de la presente invención, las barras cilíndricas fueron sometidas a un trabajo en frío a unas proporciones de reducción del 45, 60 ó 75%, y luego a tratamiento térmico de envejecimiento en las condiciones indicadas en la Tabla 4 (esfuerzo aplicado, temperatura de calentamiento y tiempo de calentamiento). Como ejemplo comparativo, las barras cilíndricas fueron sometidas a un trabajo en frío a una proporción de reducción del 45%, y luego a un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo condición de no-carga. Además, como otro ejemplo comparativo, las barras cilíndricas fueron sometidas a un trabajo en frío a una proporción de reducción del 60%, y luego a un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo condición de no-carga. Las piezas de pruebas de fluencia fueron obtenidas a partir de estos elementos de la misma forma que en el Ejemplo 1, y se llevaron a cabo las pruebas de fluencia en las mismas condiciones que en el Ejemplo 1 para medir la fluencia. La Tabla 4 muestra los resultados de las pruebas.Cylindrical bars with a diameter of 20 mm from the Alloy No. 5 and No. 6 of the present invention indicated in the Table 1 were subjected to a solid solution heat treatment at 1,100 ° C. Then, as examples of the present invention, the cylindrical bars were subjected to cold work to some reduction proportions of 45, 60 or 75%, and then to treatment thermal aging under the conditions indicated in Table 4 (applied effort, heating temperature and time of heating). As a comparative example, cylindrical bars were subjected to cold work at a reduction rate 45%, and then to an aging heat treatment at 720ºC x 8 hours under no-load condition. In addition, as another comparative example, the cylindrical bars were subjected to cold work at a 60% reduction rate, and then at an aging heat treatment at 720ºC x 8 hours under no-load condition. The test pieces of creep were obtained from these elements of it so as in Example 1, and the tests of creep under the same conditions as in Example 1 to measure the creep Table 4 shows the test results.
De acuerdo con los resultados mencionados anteriormente, en los Ejemplos Nº 1 a 7 de la presente invención (Tabla 2), se formó una doble estructura fina cuando las estructuras de las piezas de prueba fueron observadas con SEM (microscopio electrónico de barrido). Además, el Co_{7}Mo_{6} ó Co_{3}Mo precipitó en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz. Además, la resistencia a la tracción a temperatura ambiente se estableció en un rango de 1.121 a 1.303 MPa, y el alargamiento por plastodeformación fue del 2,0 al 2,7%.According to the mentioned results above, in Examples No. 1 to 7 of the present invention (Table 2), a double fine structure was formed when the structures of the test pieces were observed with SEM (microscope scanning electronic). In addition, Co_ {Mo} {6} or Co_ {Mo} {Mo} precipitated on the boundaries between the double fine structure and a phase matrix. In addition, tensile strength at room temperature was established in a range of 1,121 to 1,303 MPa, and elongation Plastodeformation was 2.0 to 2.7%.
Por el contrario, en el caso de los Ejemplos Comparativos 1 a 3 en los cuales el contenido de Mo+1/2W era inferior al de la presente invención, y en el caso del Ejemplo Comparativo 4 en el cual el contenido de Mo+1/2W era inferior al de la presente invención y el Nb y Fe no estaban incluidos, el Co_{7}Mo_{6} o Co_{3}Mo no precipitó, la resistencia a la tracción a temperatura ambiente se estableció en un rango de 881 a 976 MPa, es decir, el 87% de la resistencia de la presente invención, y todas las piezas de prueba se rompieron en la prueba de fluencia.On the contrary, in the case of the Examples Comparisons 1 to 3 in which the Mo + 1 / 2W content was inferior to that of the present invention, and in the case of Example Comparative 4 in which the Mo + 1 / 2W content was lower than that of the present invention and the Nb and Fe were not included, the Co 7 Mo 6 or Co 3 Mo did not precipitate, resistance to room temperature traction was set in a range of 881 to 976 MPa, that is, 87% of the resistance of the present invention, and all the test pieces were broken in the test of creep.
En los Ejemplos Nº 8 a 13 de la presente invención (Tabla 3), se formó la doble estructura fina cuando las estructuras de las piezas de prueba fueron observadas al SEM (microscopio electrónico de barrido). Además, el Co_{3}Mo o CO_{7}Mo_{6} precipitó en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz. Además, el alargamiento por plastodeformación en la prueba de fluencia fue del 2,0 al 2,9%.In Examples No. 8 to 13 of this invention (Table 3), the double fine structure was formed when the structures of the test pieces were observed at SEM (scanning electron microscope). In addition, Co_ {Mo} or CO 7 Mo 6 precipitated at the boundaries between the double structure Fine and a matrix phase. In addition, elongation by Plastodeformation in the creep test was 2.0 to 2.9%.
Por el contrario, en el caso del Ejemplo Comparativo 5 en el cual la temperatura del tratamiento térmico de envejecimiento era superior a la temperatura de la presente invención, y en el caso del Ejemplo Comparativo 6 en el cual la temperatura del tratamiento térmico de envejecimiento era inferior a la temperatura de la presente invención, el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} no precipitó, las piezas de prueba se rompieron en la prueba de fluencia en el Ejemplo Comparativo 5, y el alargamiento por plastodeformación en la prueba de fluencia fue del 4,6% en el Ejemplo Comparativo 6, es decir, que no se observó ninguna mejora de la resistencia a la fluencia.On the contrary, in the case of the Example Comparative 5 in which the heat treatment temperature of aging was higher than the temperature of the present invention, and in the case of Comparative Example 6 in which the aging heat treatment temperature was below the temperature of the present invention, the Co3 Mo or Co_ {Mo} {6} did not precipitate, the test pieces were broken in the creep test in Comparative Example 5, and the elongation by plastodeformation in the creep test was 4.6% in Comparative Example 6, that is, it was not observed No improvement of creep resistance.
En los Ejemplos Nº 14 a 22 de la presente invención (Tabla 4), se formó la doble estructura fina cuando las estructuras de las piezas de prueba fueron observadas al SEM (microscopio electrónico de barrido). Además, el Co_{3}Mo o CO_{7}Mo_{6} precipitó en los límites entre la doble estructura fina y una fase matriz. La Figura 1 y la Figura 2 muestran las fotografías de las estructuras del Ejemplo Nº 22 de la presente invención. Por medio de estas micrografías estructurales, la estructura del Ejemplo Nº 22 de la presente invención era una estructura en la cual el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} masivo se precipitó en los límites entre una doble estructura fina de un triángulo equilátero y una fase matriz. Además, los alargamientos por plastodeformación en la prueba de fluencia en los Ejemplos Nº 14 a 22 de la presente invención fueron del 0,9 al 1,9%. Estos alargamientos por plastodeformación eran más pequeños que los de los Ejemplos Comparativos Nº 7 a 13 en los cuales no se realizó un trabajo en frío o en caliente con una proporción de reducción no inferior al 40% antes del tratamiento térmico de envejecimiento.In Examples No. 14 to 22 herein invention (Table 4), the double fine structure was formed when the structures of the test pieces were observed at SEM (scanning electron microscope). In addition, Co_ {Mo} or CO 7 Mo 6 precipitated at the boundaries between the double structure Fine and a matrix phase. Figure 1 and Figure 2 show the photographs of the structures of Example No. 22 herein invention. Through these structural micrographs, the structure of Example No. 22 of the present invention was a structure in which the massive Co_ {3} Mo or Co_ {7} Mo_ {6} is precipitated on the boundaries between a double fine structure of a equilateral triangle and a matrix phase. In addition, elongations by plastodeformation in the creep test in Examples No. 14 to 22 of the present invention were 0.9 to 1.9%. These plastodeformation elongations were smaller than those of Comparative Examples No. 7 to 13 in which no cold or hot work with a reduction ratio not less than 40% before heat treatment of aging.
Por el contrario, en el caso de los Ejemplos Comparativos 7 y 8 en los cuales se realizó el tratamiento térmico de envejecimiento bajo condición de no-carga, el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} no precipitó y los alargamientos por plastodeformación en las pruebas de fluencia fueron respectivamente del 4,8% y del 4,6%, es decir que no se observó ninguna mejora de la resistencia a la fluencia.On the contrary, in the case of the Examples Comparatives 7 and 8 in which the heat treatment was performed of aging under non-load condition, the Co 3 Mo or Co 7 Mo 6 did not precipitate and elongations by Plastodeformation in creep tests were respectively of 4.8% and 4.6%, that is, no improvement of creep resistance.
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