ES2250826T3

ES2250826T3 - Superaleaciones base niquel.

Info

Publication number: ES2250826T3
Application number: ES03100776T
Authority: ES
Inventors: Douglas Arrell; Mohamed Nazmy
Original assignee: Alstom Technology AG
Current assignee: General Electric Technology GmbH
Priority date: 2002-04-30
Filing date: 2003-03-26
Publication date: 2006-04-16
Anticipated expiration: 2023-03-26
Also published as: EP1359231A1; CH695497A5; DE50301388D1; JP2004027361A; US20040005238A1; EP1359231B1; JP4326830B2; US6740292B2; ATE307219T1

Abstract

Superaleación base níquel caracterizada por la siguiente composición química (valores en % en peso): 7.7-8.3 Cr 5.0-5.25 Co

Description

Superaleaciones base níquel.

Ámbito industrial

La invención hace referencia al ámbito de la ciencia de los materiales. Está relacionada con una superaleación base níquel, especialmente para la elaboración de componentes monocristalinos (aleación SX) o componentes con microestructura direccionalmente solidificada (aleación DS), como por ejemplo álabes para turbinas de gas. La aleación acorde a la invención se emplea también para componentes convencionalmente fundidos.

Estado de la técnica

Estas superaleaciones base níquel son conocidas. Los componentes monocristalinos de estas aleaciones presentan, a altas temperaturas, una muy buena resistencia del material. Como resultado, puede por ejemplo aumentarse la temperatura de entrada de las turbinas de gas, con lo que aumenta la eficiencia de la turbina de gas.

Las superaleaciones base níquel para componentes monocristalinos, como se conocen gracias a US 4,643,782, EP 0 208 645 y US 5,270,123, contienen para este propósito elementos de aleación endurecedeores por solución sólida, por ejemplo Re, W, Mo, Co, Cr, así como elementos que forman fases \gamma', por ejemplo Al, Ta, y Ti. El contenido en elementos de aleación de alto punto de fusión (W, Mo, Re) en la matriz base (fase \gamma austenítica) aumenta continuamente con el incremento de la temperatura de carga de la aleación. Así, por ejemplo las superaleaciones base níquel estandarizadas para monocristales contienen un 6-8% de W, hasta un 6% de Re y hasta un 2% de Mo (valores en % en peso). Las aleaciones mostradas en los documentos arriba citados presentan una alta resistencia a la fluencia, buenas propiedades LCF (fatiga de gran amplitud o bajo número de ciclos) y HCF (fatiga de baja amplitud o alto número de ciclos), así como una alta resistencia a la oxidación.

Estas aleaciones conocidas se desarrollaron para turbinas de aviones y, por tanto, se optimizaron para su empleo a corto y medio plazo, es decir la duración de la carga se diseña para hasta 20.000 horas. En contraste, los componentes industriales de turbinas de gas se tienen que diseñar para una duración de la carga de hasta 75.000 horas, para este propósito.

Por ejemplo, tras una duración de la carga de 300 horas, la aleación CMSX-4 descrita en la US 4,643,782, cuando se emplea en pruebas en una turbina de gas a una temperatura superior a 1.000ºC, presenta un considerable engrosamiento de la fase \gamma', que se asocia inconvenientemente con un aumento de la velocidad de fluencia de la aleación.

Por consiguiente, resulta necesario mejorar la resistencia a la oxidación de las aleaciones conocidas a muy altas temperaturas.

Otro problema de las superaleaciones base níquel conocidas, por ejemplo de las aleaciones conocidas gracias a la US 5,435,861, consiste en que la colabilidad para grandes componentes, por ejemplo en el caso de álabes de turbinas de gas con una longitud de más de 80 mm, deja algo que desear. La fundición de un componente monocristalino direccionalmente solidificado relativamente grande perfecto resulta extremadamente difícil, pues la mayoría de estos componentes presentan defectos, por ejemplo fronteras de grano de ángulo pequeño, "pecas" (es decir, defectos causados por una serie de granos orientados uniaxialmente con un alto contenido eutéctico), fronteras de dispersión equiaxiales, microporosidades, entre otros. Estos defectos debilitan los componentes a altas temperaturas, de forma que no se alcanza la deseada vida útil y/o la temperatura de operación de la turbina. Sin embargo, ya que un componente monocristalino fundido perfecto es extremadamente caro, la industria tiende a permitir como posibles muchos defectos sin que la vida útil o la temperatura de operación se vean afectadas.

Uno de los defectos más frecuentes son las fronteras de grano, especialmente perjudiciales para las propiedades del artículo monocristalino a altas temperaturas. Aunque las fronteras de grano de ángulo pequeño sólo tienen una influencia relativamente escasa sobre las propiedades de pequeños elementos de construcción, son de gran relevancia respecto a la colabilidad y las características de oxidación a altas temperaturas de grandes elementos de construcción de SX ó DS.

Las fronteras de grano son regiones de alto desorden local de la retícula cristalina, ya que los granos vecinos chocan en estas regiones y, con ello, se origina una determinada desorientación entre las retículas cristalinas. Cuanto mayor sea la desorientación, mayor será el desorden, es decir, mayor será el número de dislocaciones en las fronteras de grano, necesarias, para que ambos granos encajen uno con otro. Este desorden se encuentra directamente relacionado con el comportamiento del material a altas temperaturas. Debilita al material, cuando la temperatura sube por encima de la temperatura equicohesiva (= 0,5 x punto de fusión en K).

Estos efectos se conocen gracias a la GB 2 234 521 A. Así, por ejemplo, la resistencia a la fractura de una aleación monocristalina base níquel convencional desciende extremadamente a una temperatura de prueba de 871ºC, cuando la desorientación de los granos es mayor de 6º. Esto se verificó también para el caso de componentes monocristalinos con microestructura solidificada direccionalmente, de forma que generalmente se ha defendido la opinión de no permitir desorientaciones mayores de 6º.

También gracias a la GB 2 234 521 A se sabe que, mediante el enriquecimiento de superaleaciones base níquel con boro o carbono con solidificación direccional, se producen microestructuras que presentan una estructura de grano equiaxial o prismática. El carbono y el boro refuerzan las fronteras de grano, ya que C y B originan la precipitación de carburos y boruros en las fronteras de grano, estables a altas temperaturas. Además, la presencia de estos elementos en y a lo largo de las fronteras de grano reduce el proceso de difusión, que es una causa fundamental de la debilitación de las fronteras de grano. Por eso resulta posible aumentar las desorientaciones a entre 10 y 12º y aún así lograr buenas propiedades del material a altas temperaturas. Especialmente en el caso de grandes componentes monocristalinos formados a partir de superaleaciones base níquel, sin embargo, estas fronteras de grano de ángulo pequeño influencian negativamente a las propiedades.

Descripción de la invención

Es un objetivo de la invención, evitar los citados inconvenientes. La invención se basa en el objetivo de desarrollar una superaleación base níquel, que presente una colabilidad mejorada y una mayor resistencia a la oxidación en comparación con las superaleaciones base níquel conocidas. Además, esta aleación debe ser especialmente apropiada, por ejemplo, para grandes componentes monocristalinos de turbinas de gas con una longitud > 80 mm.

Acorde a la invención, este objetivo se alcanza de forma que la superaleación base níquel acorde a la invención se caracteriza mediante la siguiente composición química (valores en % en peso):

\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
 7.7-8.3 Cr\cr  5.0-5.25 Co\cr 
2.0-2.1 Mo\cr  7.8-8.3 W\cr 
5.8-6.1 Ta\cr  4.9-5.1 Al\cr 
1.3-1.4 Ti\cr  0.11-0.15 Si\cr 
0.11-0.15 Hf\cr  200-750 ppm C\cr 
50-400 ppm
B\cr}

Níquel residual e impurezas relacionadas con la producción.

Las ventajas de la invención consisten en que la aleación presenta muy buenas propiedades de fusión y una resistencia a la oxidación a altas temperaturas mejorada frente al estado de la técnica hasta ahora conocido.

Resulta especialmente beneficioso que la aleación presente la siguiente composición:

\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
 7.7-8.3 Cr\cr  5.0-5.25 Co\cr 
2.0-2.1 Mo\cr  7.8-8.3 W\cr 
5.8-6.1 Ta\cr  4.9-5.1 Al\cr 
1.3-1.4 Ti\cr  0.11-0.15 Si\cr 
0.11-0.15 Hf\cr  200-300 ppm C\cr 
50-100 ppm
B\cr}

Níquel residual e impurezas relacionadas con la producción. Esta aleación resulta excelentemente apropiada para la elaboración de grandes componentes monocristalinos, por ejemplo álabes para turbinas de gas.

Breve descripción de las gráficas

En las gráficas se ilustra un ejemplo de ejecución de la invención mediante diagramas de oxidación cuasi-isotérmica, donde:

Fig. 1 muestra la dependencia de la variación específica de la masa respecto de la temperatura y el tiempo para la aleación comparativa AC1;

Fig. 2 muestra la dependencia de la variación específica de la masa respecto de la temperatura y el tiempo para la aleación comparativa AC2;

Fig. 3 muestra la dependencia de la variación específica de la masa respecto de la temperatura y el tiempo para la aleación comparativa AC3;

Fig. 4 muestra la dependencia de la variación específica de la masa respecto de la temperatura y el tiempo para la aleación comparativa AC4 y

Fig. 5 muestra la dependencia de la variación específica de la masa respecto de la temperatura y el tiempo para la aleación acorde a la invención L1.

Modos de ejecución de la invención

A continuación se explica a fondo la invención por medio de un ejemplo de ejecución y de las Fig. 1 a 5.

Se analizaron superaleaciones base níquel con las composiciones químicas expuestas en la Tabla 1 (valores en % en peso):

TABLA 1

Composición Química de las Aleaciones Estudiadas
	AC1 (CMSX-11B)	AC2 (CMSX-6)	AC3 (CMSX-2)	AC4 (René N5)	A1
Ni	Residual	Residual	Residual	Residual	Residual
Cr	12.4	9.7	7.9	7.12	7.7
Co	5.7	5.0	4.6	7.4	5.1
Mo	0.5	3.0	0.6	1.4	2.0
W	5.1	-	8.0	4.9	7.8
Ta	5.18	2.0	6.0	6.5	5.84
Al	3.59	4.81	5.58	6.07	5.0
Ti	4.18	4.71	0.99	0.03	1.4
Hf	0.04	0.05	-	0.17	0.12
C	-	-	-	-	0.02
B	-	-	-	-	0.005
Si	-	-	-	-	0.12
Nb	0.1	-	-	-	-
Re	-	-	-	2.84	-

La aleación A1 es una superaleación base níquel para componentes monocristalinos, cuya composición está cubierta por la reivindicación de la patente de la actual invención. Por el contrario, las aleaciones CA1, CA2, CA3 y CA4 son aleaciones comparativas, conocidas bajo las denominaciones CMSX-11B, CMSX-6, CMSX-2 y Rene N5 del estado de la técnica. Se diferencian de la aleación acorde de la invención sobre todo por el hecho de no estar aleadas con C, B y Si.

El carbono y el boro refuerzan las fronteras de grano, especialmente también las fronteras de grano de ángulo pequeño aparecidas en la dirección <001> en álabes de turbinas de gas SX y/o DS de superaleaciones base níquel, ya que estos elementos originan la precipitación de carburos y boruros en las fronteras de grano, estables a altas temperaturas. Además, la presencia de estos elementos en y a lo largo de las fronteras de grano reduce el proceso de difusión, que es una causa fundamental de la debilitación de las fronteras de grano. Como consecuencia, se mejora considerablemente la colabilidad de grandes componentes monocristalinos, por ejemplo álabes de turbinas de gas con una longitud de aproximadamente. 200 a 230 mm.

Mediante la adición del 0.11 al 0.15% en peso de Si, sobre todo en combinación con Hf en aproximadamente el mismo orden de magnitud, se consigue una significativa mejora de la resistencia a la oxidación a altas temperaturas frente a las superaleaciones base níquel conocidas hasta ahora. Esto se aclara en las Fig. 1 a 5, que en cada caso muestran un diagrama de oxidación cuasi-isotérmica para las aleaciones comparativas AC1 a AC4 (Fig. 1 a 4) y la aleación conforme a la invención L1 (Fig. 5). Para cada una de las aleaciones mencionadas se muestra la variación específica de la masa \Deltam/A (valores en mg/cm^{2}) a temperaturas de 800ºC, 950ºC, 1050ºC y 1100ºC en el intervalo de 0 a 1000 h. Si se comparan las curvas, queda patente la superioridad de la aleación conforme a la invención, especialmente a altas temperaturas (1000ºC) y con largos tiempos de envejecimiento.

Si se seleccionan superaleaciones base níquel con mayores contenidos en C y B (máx. 750 ppm de C y máx. 400 ppm de B) según la reivindicación 1 de la invención, los componentes elaborados a partir de ellas se pueden fundir también convencionalmente.

Claims

1. Superaleación base níquel caracterizada por la siguiente composición química (valores en % en peso):

\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
 7.7-8.3 Cr\cr  5.0-5.25 Co\cr 
2.0-2.1 Mo\cr  7.8-8.3 W\cr 
5.8-6.1 Ta\cr  4.9-5.1 Al\cr 
1.3-1.4 Ti\cr  0.11-0.15 Si\cr 
0.11-0.15 Hf\cr  200-750 ppm C\cr 
50-400 ppm
B\cr}

Níquel residual e impurezas relacionadas con la producción.

2. Superaleación base níquel según la reivindicación 1, especialmente para la elaboración de componentes monocristalinos, caracterizada por la siguiente composición química (valores en % en peso):

\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
 7.7-8.3 Cr\cr  5.0-5.25 Co\cr 
2.0-2.1 Mo\cr  7.8-8.3 W\cr 
5.8-6.1 Ta\cr  4.9-5.1 Al\cr 
1.3-1.4 Ti\cr  0.11-0.15 Si\cr 
0.11-0.15 Hf\cr  200-300 ppm C\cr 
50-100 ppm
B\cr}

Níquel residual e impurezas relacionadas con la producción.

3. Superaleación base níquel según la reivindicación 2 caracterizada por la siguiente composición química (valores en % en peso):

\dotable{\tabskip\tabcolsep#\hfil\tabskip0ptplus1fil\dddarstrut\cr}{
 7.7 Cr\cr  5.1 Co\cr  2.0 Mo\cr  7.8 W\cr  5.8 Ta\cr  5.0 Al\cr 
1.4 Ti\cr  0.12 Si\cr  0.12 Hf\cr  200 ppm C\cr  50 ppm
B\cr}

Níquel residual e impurezas relacionadas con la producción.