ES2283429T3 - Aleacion termorresistente basada en co-ni y metodo para su preparacion. - Google Patents
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Abstract
Aleación termorresistente basada en Co-Ni que comprende: 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 + 1/2 W de al menos uno de Mo y 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 opcionalmente del 0, 007 al 0, 10% de REM, del 0, 001 al 0, 010% de B, 0, 0007 al 0, 010% de Mg y del 0, 001 al 0, 20% de Zr, siendo el resto Co y las impurezas inevitables.
Description
Aleación termorresistente basada en
Co-Ni y método para su preparación.
La presente invención se refiere a una aleación
termorresistente basada en Co-Ni y a un método para
la preparación de la misma, y, más en particular, a una aleación
termorresistente basada en Co-Ni que se utiliza en
muelles, tornillos, etc., que se emplea en unidades tales como
motores y sistemas de escape así como en dispositivos periféricos
para turbinas de gas, que están expuestos a altas temperaturas, y a
un método para la preparación de la misma.
Convencionalmente, las piezas termorresistentes
que se emplean en unidades tales como motores y sistemas de escape,
así en como dispositivos periféricos para turbinas de gas, que están
expuestos a altas temperaturas, se fabrican utilizando una aleación
súper termorresistente basada en Ni, por ejemplo 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).
Estas aleaciones súper termorresistentes a base
de Ni están reforzadas mediante la deposición de \gamma'
(Ni_{3}(Al,Ti,Nb)) y \gamma'' (Ni_{3}Nb). Sin embargo,
en caso de largos períodos de utilización a altas temperaturas, de
no menos de 600ºC, \gamma' y \gamma'' se vuelven rugosos por el
hiperenvejecimiento debido a la degradación de su resistencia.
Además partes tales como muelles y pernos, sometidos continuamente a
esfuerzos, se ven sometidos a una alta relajación de esfuerzo, no
pudiendo mantener los rendimientos requeridos para tales
partes.
Es además objeto de la presente invención
proporcionar una aleación termorresistente que presente una mayor
resistencia al esfuerzo que las aleaciones supertermorresistentes
basadas en Ni anteriormente mencionadas y que sea menos sensible a
la degradación por esfuerzo incluso tras largos periodos de
utilización bajo condiciones de alta temperatura, también es objeto
de la invención proporcionar un método para la preparación de tal
aleación.
Para solventar los problemas anteriormente
mencionados, los inventores de la presente invención han llevado a
cabo diversos estudios e investigaciones para encontrar una aleación
termorresistente que presente una mayor resistencia y sea menos
susceptible a una degradación en su resistencia incluso tras largos
periodos de utilización bajo condiciones de alta temperatura en
comparación con las aleaciones supertermorresitentes basadas en Ni;
y han encontrado que, como aleación termorresistente, es útil una
aleación basada en Co-Ni-Cr y además
han descubierto que esta aleación basada en
Co-Ni-Cr tiene una baja energía por
defectos de empaquetamiento de forma que cuando se somete a un
esfuerzo en caliente o en frío, un elemento soluto tal como el Mo,
el Fe o el Nb se segrega generando defectos de empaquetamiento
altamente dislocados para bloquear movimientos de dislocación y,
como consecuencia, se logra un alto rendimiento de endurecimiento, y
que cuando esta aleación envejece subsecuentemente después de
trabajar en frío o en caliente manteniendo la tensión, su fuerza se
ve mejorada.
La EP 365716 describe aleaciones de
cobalto-níquel para su utlización a altas
temperaturas.
Además, con respecto a la aleación que presenta
un mecanismo reforzado citada anteriormente, por ejemplo la
solicitud de patente japonesa no examinada previamente nº
10-140279 describe una aleación de ese tipo; sin
embargo, ésta no presenta la fuerza suficiente a altas temperaturas,
se deposita una fase \sigma cuando esta aleación se endurece
debido al incremento de la cantidad de elementos solutos tales como
Mo, Fe y Nb en su seno, lo que resulta en una degradación de la
manejabilidad y la resistencia. Los inventores de la presente
invención han descubierto que para resolver este problema, cuando se
introduce Cr al nivel mínimo exigido para su utilización en un
entorno termorresistente de no más de 750ºC, es posible evitar la
deposición de la fase \sigma incluso aunque aumente la cantidad
de elementos solutos tales como Mo, Fe y Nb, y es posible
incrementar además la resistencia por la adición de W a la
misma.
La presente invención ha sido concebida en base
a estos descubrimientos. Aquí, en la explicación siguiente,
"%" se refiere al % en masa.
En otras palabras, la aleación termorresistente
basado en Co-Ni de la presente invención contiene:
C: no más del 0,05%; Si: no más del 0,5%; Mn: no más del 1,0%; Ni:
del 25 al 45%; Cr: del 13% hasta menos del 18%; Mo + 1/2W de un
tipo o dos tipos de Mo y W: del 7 al 20%; Ti: del 0,1 al 3,0%; Nb:
del 0,1 al 5,0% y Fe: del 0,1 al 5,0%, estando compuesto el resto
de Co e impurezas inevitables.
Además, la presente invención preferentemente
contiene al menos uno seleccionado de entre el grupo consistente en
REM (al menos uno de los elementos de tierras raras como Y, Ce y
mischmetal): del 0,007 al 0,10%, B: del 0,001 al 0,010%, Mg: del
0,0007 al 0,010% y Zr: del 0,001 al 0,20%.
Además, el método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni de la presente
invención se caracteriza por pasos en los cuales: una aleación que
contiene: C: no más del 0,05%, Si: no más del 0,5%, Mn: no más del
1,0%, Ni: del 25 al 45%, Cr: del 13% hasta menos del 18%, Mo + 1/2W
de un tipo o dos tipos de Mo y W: del 7 al 20%, Ti: del 0,1 al
3,0%, Nb: del 0,1 al 5,0% y Fe: del 0,1 al 5,0%, estando compuesto
el resto de Co y de impurezas inevitables, se somete a un
tratamiento de solución sólida a entre 1.000 y 1.200ºC o a un
maquinado en caliente a esta temperatura, y entonces se somete a un
maquinado en frío o a en templado con un coeficiente de maquinado
no inferior al 40% y a continuación se somete a un tratamiento
térmico de envejecimiento, a 500 hasta 800ºC, durante 0,1 a 50
horas.
Además, en el método de preparación
anteriormente mencionado, preferentemente también se permite que la
aleación contenga al menos uno seleccionado de entre el grupo
consistente en REM (al menos uno de los elementos de tierras raras
como Y, Ce y mischmetal): del 0,007 al 0,10%, B: del 0,001 al
0,010%, Mg: del 0,0007 al 0,010% y Zr: del 0,001 al 0,20%.
A continuación, en la siguiente descripción se
exponen las razones para las limitaciones anteriormente mencionadas
de los componentes de la composición de la aleación termorresistente
basada en Co-Ni y el método de preparación de la
presente invención.
El carbono C se enlaza al Nb y al Ti para formar
carburos impidiendo que las partículas cristalinas se vuelvan
gruesas en el momento del tratamiento térmico de solubilización, y
también para reforzar el entorno del grano; así, este elemento se
incluye por esta razón. Con el fin de obtener estos efectos, se debe
ajustar su contenido de forma que no sea inferior al 0,005%; sin
embargo, debido a que un contenido superior al 0,05%, más
específicamente al 0,03%, provocaría la degradación en la dureza y
en la resistencia a la corrosión, y a que se formaría también un
carburo con un elemento de anclaje dislocado tal como el Mo, lo que
interfiere con el anclaje dislocado, se establece que el contenido
no sea superior al 0,05%. El rango preferente se establece entre el
0,005 y el 0,03%.
Debido a que el Si se utiliza eficazmente como
desoxidante, se incluye este elemento con este propósito; sin
embargo, debido a que un contenido superior al 0,5%, más
específicamente al 0,3%, provocaría una degradación en la dureza,
se ajusta el contenido para que no sea superior al 0,5%. El rango
preferente se establece en no más del 0,3%.
Ya que el Mn se utiliza eficazmente como
desoxidante y que reduce la energía de defecto de empaquetamiento
mejorando el rendimiento del endurecimiento mecánico, se incluye
este elemento con este propósito. Con el fin de obtener estos
efectos, se ajusta el contenido para que no sea inferior al 0,1%,
preferentemente al 0,25%; sin embargo, debido a que un contenido
superior al 1,0%, más específicamente al 0,7%, provocaría una
degradación de la resistencia a la corrosión, se ajusta el contenido
para que sea del 0,1 al 1,0%. El rango preferente se establece en
el 0,25 al 0,7%.
Debido a que el Ni es un elemento que se utiliza
para estabilizar la austenita que sirve como matriz y mejora la
resistencia térmica y la resistencia a la corrosión de la aleación,
se incluye este elemento con este propósito. Con el fin de obtener
estos efectos, se debe ajustar el contenido para que no sea inferior
al 25%, preferentemente el 27%; sin embargo, ya que un contenido
superior al 45%, más específicamente al 33%, provocaría una
degradación en el rendimiento del endurecimiento mecánico, se
ajusta el contenido para que sea del 25 al 45%. El rango preferente
se establece en el 27 al 33%.
Ya que el Cr es un elemento que se utiliza para
mejorar la resistencia térmica y la resistencia a la corrosión, se
incluye este elemento con este propósito. Con el fin de obtener
estos efectos, se debe ajustar el contenido para que no sea
inferior al 13%, preferentemente al 14,5%; sin embargo, debido a que
un contenido superior al 18%, más específicamenter al 17%, tiende a
provocar la deposición de una fase \sigma, se ajusta el contenido
para que se encuentre en el rango del 13 a menos del 18%. El rango
preferente se establece en el 14,5 al 17%.
Como el Mo y el W están tratados por
solubilización dentro de la matriz y consolidan la matriz para
mejorar el rendimiento del endurecimiento mecánico, se incluyen
estos elementos con este propósito. Con el fin de obtener estos
efectos, se debe ajustar el contenido para que no sea inferior al
7%, preferentemente al 9%; sin embargo, debido a que cuando la
cantidad total del contenido en Mo y 1/2 del contenido de W supera
el 20%, más específicamente el 16%, se tiende a provocar la
deposición de una fase \sigma, se establece el contenido en un
rango del 7 al 20%. El rango preferente es del 9 al 16%.
Debido a que el Ti mejora la resistencia, se
incluye este elemento con este propósito. Con el fin de obtener
este efecto, se debe ajustar el contenido para que no sea inferior
al 0,1%, preferentemente al 0,5%; sin embargo, debido a que un
contenido superior al 3,0%, más específicamente al 1,8%, provocaría
la deposición de una fase \eta (Ni_{3}Ti) que resulta en la
degradación en la manejabilidad y resistencia, se ajusta el
contenido para que se encuentre en un rango del 0,1 al 3,0%. El
rango preferente se establece en el 0,5 al 1,8%.
El Nb se une al C para formar carburos
impidiendo que las partículas cristalinas se vuelvan gruesas en el
momento del tratamiento de solubilización térmica, y para reforzar
el contorno del grano, y también se trata por solubilización sólida
en la matriz para consolidar ésta, mejorando así el rendimiento del
endurecimiento mecánico; por tanto, se incluye este elemento con
este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, se debe
ajustar el contenido para que no sea inferior al 0,1%;
preferentemente al 0,5%; sin embargo, debido a que un contenido
superior al 5,0%, más específicamente al 3,5%, provocaría la
deposición de una fase \sigma (Ni_{3}Nb) resultando una
degradación en la manejabilidad y la resistencia, se ajusta el
contenido para que se encuentre en un rango del 0,1 al 5,0%. El
rango preferente se establece en el 0,5 al 3,5%.
Como el Fe se trata por solubilización sólida en
la matriz para consolidar ésta, se incluye este elemento con este
propósito. Con el fin de obtener este efecto, se debe ajustar el
contenido para que no sea inferior al 0,1%, preferentemente al
0,5%; sin embargo, debido a que un contenido que exceda el 5,0%, más
específicamente al 3,3%, provocaría la degradación en la propiedad
de resistencia a la oxidación, se ajusta el contenido para que se
encuentre en un rango del 0,1 al 5,0%. El rango preferente se
establece en el 0,5 al 3,3%.
Aquí, el empleo de Mo, Nb y Fe de forma
combinada hace posible incrementar enormemente la fuerza de
solubilización sólida y el endurecimiento mecánico de la matriz, lo
cual intensifica mucho la resistencia a la tracción máxima a
temperatura ambiente y a altas temperaturas y ejerce un efecto de
desplazamiento de la temperatura, teniendo un máximo de resistencia
a la tracción a alta temperatura alta hacia el lado de las altas
temperaturas en comparación con el empleo de Mo y Nb o de Mo y Fe
de forma combinada.
Como REM, que es al menos uno de los elementos
tierras raras tales como Y, Ce y mischmetal, mejora la manejabilidad
en caliente y la propiedad de resistencia a la oxidación, se
incluye con este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, se
debe ajustar el contenido para que no sea inferior al 0,007%,
preferentemente al 0,01%; sin embargo, debido a que cuando el
contenido excede el 0,10%, más específicamente el 0,04%, se provoca
una degradación en la manejabilidad en caliente y en la propiedad
de resistencia a la oxidación de una forma inversa, se ajusta el
contenido para que se encuentre en un rango del 0,007 al 0,10%. El
rango preferente se establece en el 0,01 al 0,04%.
Debido a que el B, el Mg y el Zr mejoran la
manejabilidad en caliente y refuerzan el contorno del grano, se
incluyen estos elementos con este propósito. Con el fin de obtener
estos efectos, se debe ajustar el B para que sea del 0,001%,
preferentemente del 0,002%, se debe ajustar el Mg para que sea del
0,0007%, preferentemente del 0,001% y se debe ajustar el Zr para
que sea del 0,001%, preferentemente del 0,01%; sin embargo, debido
a que cuando el B es superior al 0,010%, más específicamente al
0,004%, el Mg excede el 0,010%, más específicamente el 0,003% y el
Zr supera el 0,20%, más específicamente el 0,03%, se provocaría la
degradación en la manejabilidad en caliente y en la propiedad de
resistencia a la oxidación, los rangos de los contenidos se ajustan
respectivamente para encontrarse en los rangos anteriormente
mencionados. Preferentemente, se ajusta el B para que se encuentre
en un rango del 0,002 al 0,004%, el Mg en un rango del 0,001 al
0,003% y el Zr en un rango del 0,01 al 0,03%.
Se permite que el Co, que tiene una estructura
de celdilla hexagonal muy empaquetada, contenga Ni para tener una
estructura de celidilla cúbica centrada en las caras, es decir,
austenita, permitiendo así un gran rendimiento de endurecimiento
mecánico.
A continuación, en la siguiente descripción se
expone el método de preparación de la aleación termorresistente
basada en Co-Ni de la presente invención, así como
las razones para las limitaciones anteriormente mencionadas al
tratamiento térmico y las condiciones de trabajo.
En el método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni de la presente
invención, los átomos de solutos tales como Mo se segregan en
defectos de empaquetamiento entre la dislocaciones extendidas que
han sido introducidas mediante el trabajo en frío o en templado de
forma que interfieren con los movimientos de las dislocaciones de
modo tal que suprimiendo la reaparición de dislocaciones se refuerce
la aleación termorresistente basada en
Co-Ni cuya composición presenta los componentes anteriormente mencionados. Por tanto, en el método de preparación del material de aleación termorresistente basada en Co-Ni de la presente invención, la aleación termorresistente basada en Co-Ni anteriormente mencionada se somete a un tratamiento de solución sólida térmico a 1.000 hasta 1.200ºC para que la organización sea homogénea, o a un trabajo en caliente a una temperatura no inferior a 1.000ºC para que los granos cristalinos sean más finos, y luego se somete a un trabajo en frío o en templado a la temperatura de un coeficiente de maquinado no inferior al 40%, de modo tal que se introduzca un gran número de dislocaciones para llevar a cabo el endurecimiento mecánico. Aquí, el maquinado en templado puede llevarse a cabo durante un proceso de enfriamiento después del tratamiento de solución sólida térmico o del maquinado en caliente. A continuación, se lleva a cabo un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,1 a 50 horas a 500 hasta 800ºC para que los átomos de solutos tales como Mo y Fe se segreguen en los defectos de empaquetamiento formados entre las semidislocaciones de las dislocaciones extendidas; así, los movimientos de las dislocaciones están bloqueados de modo tal que se suprime la relajación de esfuerzo, es decir, la reaparición de dislocaciones.
Co-Ni cuya composición presenta los componentes anteriormente mencionados. Por tanto, en el método de preparación del material de aleación termorresistente basada en Co-Ni de la presente invención, la aleación termorresistente basada en Co-Ni anteriormente mencionada se somete a un tratamiento de solución sólida térmico a 1.000 hasta 1.200ºC para que la organización sea homogénea, o a un trabajo en caliente a una temperatura no inferior a 1.000ºC para que los granos cristalinos sean más finos, y luego se somete a un trabajo en frío o en templado a la temperatura de un coeficiente de maquinado no inferior al 40%, de modo tal que se introduzca un gran número de dislocaciones para llevar a cabo el endurecimiento mecánico. Aquí, el maquinado en templado puede llevarse a cabo durante un proceso de enfriamiento después del tratamiento de solución sólida térmico o del maquinado en caliente. A continuación, se lleva a cabo un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,1 a 50 horas a 500 hasta 800ºC para que los átomos de solutos tales como Mo y Fe se segreguen en los defectos de empaquetamiento formados entre las semidislocaciones de las dislocaciones extendidas; así, los movimientos de las dislocaciones están bloqueados de modo tal que se suprime la relajación de esfuerzo, es decir, la reaparición de dislocaciones.
La razón por la que en el método de preparación
de la aleación termorresistente basada en Co-Ni
anteriormente mencionada se lleve a cabo el tratamiento de solución
sólida térmico o el maquinado en caliente a 1.000 hasta 1.200ºC se
debe a que una temperatura inferior a 1.000ºC deja de proporcionar
una estructura suficientemente homogénea y también hace reducir la
dureza, provocando una dificultad en el maquinado. Además, esto
puede provocar la deposición de un compuesto tal como Mo que ejerce
un efecto de anclaje sobre las dislocaciones y la consecuente
reducción en las características de endurecimiento por
envejecimiento. Además, una temperatura que supere los 1.200ºC
vuelve los granos cristalinos gruesos, lo que resulta en una
degradación en la dureza y resistencia.
Además, la razón por la que el maquinado en frío
o en templado con un coeficiente de maquinado no inferior al 40% se
lleve a cabo después del tratamiento de solución sólida térmico o
del maquinado en caliente es debido, tal como se muestra en la
Tabla 3 y en la Figura 1, a que un coeficiente de maquinado inferior
al 40% deja de proporcionar un alto rendimiento en el
endurecimiento mecánico debido a que elementos solutos tal como Mo
y Fe se segregan en los defectos de empaquetamiento de las
dislocaciones extenidas interfiriendo con los movimientos de las
dislocaciones, y provocando también un mayor alargamiento en la
fluencia.
Además, la razón por la que el tratamiento
térmico de envejecimiento se lleva a cabo a 500 hasta 800ºC durante
0,1 a 50 horas después del maquinado en frío o en templado con un
coeficiente de maquinado no inferior al 40% es que, tal como se
muestra en la Tabla 4 y en la Figura 2, cuando el tratamiento se
realiza a menos de 500ºC o durante menos de 0,1 horas, deja de
aumentar suficientemente la resistencia o, cuando en el tratamiento
se superan los 800ºC o las 50 horas, se vuelven a formar
dislocaciones, provocando una degradación en la dureza y
resistencia, así como un mayor alargamiento en la fluencia como
consecuencia.
En un ejemplo del método de preparación de la
aleación termorresistente basada en Co-Ni de la
presente invención, la aleación es fundida y preparada mediante un
método habitual, utilizando un horno de inducción de alta frecuencia
a vacío, etc., y se forja en un lingote según un método de forjado
convencional. A continuación, se somete a un maquinado en caliente
y a un tratamiento de solución sólida térmico a 1.000 hasta 1.200ºC,
y entonces se somete a un maquinado en frío o en templado con un
coeficiente de maquinado no inferior al 40%, y posteriormente se
somete a un tratamiento térmico de envejecimiento a 500 hasta 800ºC
durante 0,1 a 50 horas.
Además, con respecto a las aplicaciones de la
aleación termorresistente basada en Co-Ni de la
presente invención, ésta se emplea en piezas y dispositivos tales
como piezas asociadas a escapes, como los colectores de escape de
motores, dispositivos periféricos de turbinas de gas, en los
materiales de la cámara de los hornos, en muelles y tornillos
termorresistentes en los cuales se ha utilizado Inconel X750 o
Inconel X718. También se emplea en las piezas y dispositivos
utilizados a muy altas temperaturas.
Figura 1: gráfico que muestra la
relación entre el coeficiente de maquinado en frío y la resistencia
a la tracción a temperatura ambiente y el alargamiento fluencia de
la aleación termorresistente basada en Co-Ni de la
presente invención.
Figura 2: gráfico que muestra la
relación entre la temperatura de envejecimiento y la resistencia a
la tracción a temperatura ambiente y el alargamiento de fluencia de
la aleación termorresistente basada en Co-Ni de la
presente invención.
La siguiente descripción expondrá la presente
invención en base a los ejemplos.
Se fundieron y prepararon las aleaciones de un
ejemplo y de un ejemplo comparativo de la presente invención con
las composiciones mostradas en la Tabla 1 siguiente empleando un
método habitual, utilizando un horno de inducción de alta
frecuencia a vacío para obtener lingotes de 30 kg. Estos lingotes se
formaron como barras cilíndricas, cada una con un diámetro de 35
mm, por medio de un proceso de forjado en caliente. Estas barras,
excepto para la del Ejemplo Comparativo 4, se sometieron a un
tratamiento de solución sólida térmico a 1.100ºC y luego a un
maquinado en frío a un coeficiente de maquinado del 85%, formándose
barras cilíndricas con un diámetro de 13,6 mm cada una, y éstas
fueron sometidas entonces a un envejecimiento a 720ºC x 4 horas.
Además, la barra del Ejemplo comparativo 4 se sometió a un
tratamiento de solución sólida térmico a 1.050ºC y luego a un
tratamiento de envejecimiento a 725ºC x 16 horas a un coeficiente de
maquinado del 30%. A partir de estos elementos se obtuvieron
muestras para los ensayos de tracción con un diámetro de 8 mm, en
trozos paralelos, y éstas se sometieron a ensayos de tracción a
temperatura ambiente para medir la resistencia a la tracción.
Además, se obtuvieron muestras para ensayar la fluencia con un
diámetro de 6 mm, en trozos paralelos, con una distancia entre
puntos de 33 mm, y éstas fueron sometidas a ensayos de fluencia
donde se aplicó un esfuerzo de 330 MPa a 700ºC para medir el
alargamiento 1.000 horas más tarde. La Tabla 2 muestra los
resultados de estos ensayos.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Las barras cilíndricas con un diámetro de 35 mm
de la aleación nº 6 de la presente invención mostrada en la Tabla 1
se sometieron a un tratamiento de solución sólida térmico a 1.100ºC
y entonces se sometieron a un maquinado en frío a unos coeficientes
de maquinado del 35%, 45% y 60% (Ejemplo Comparativo 5, y Ejemplos
12 y 13 de la presente invención), y posteriormente a un
envejecimiento a 720ºC x 4 horas. Se obtuvieron a partir de estos
elementos muestras para ensayos de tracción y de fluencia de la
misma forma que en el Ejemplo 1, y se llevaron a cabo los ensayos
de tracción y de fluencia bajo las mismas condiciones que en el
Ejemplo 1 para medir la resistencia a la tracción y la fluencia. La
Tabla 3 y la Figura 1 muestran los resultados de los ensayos.
El alargamiento de fluencia fue medido en
ensayos fluencia bajo condiciones de 700ºC, 330 MPa.
Las barras cilíndricas de 35 mm de diámetro de
la aleación Nº 10 de la presente invención mostrada en la Tabla 1
se sometieron a un tratamiento térmico de solución sólida a 1.100ºC
y a un maquinado en frío a un coeficiente de maquinado del 85%, y
luego se sometieron a un envejecimiento bajo las condiciones
mostradas en la Tabla 4 (Ejemplos Comparativos 6 y 7, Ejemplos 14 y
15 de la presente invención). A partir de estos elementos se
obtuvieron piezas para de ensayos de tracción y de fluencia de la
misma forma que en el Ejemplo 1, y se llevaron a cabo los ensayos
de tracción y de fluencia en éstas bajo las mismas condiciones que
en el Ejemplo 1, para medir la resistencia a la tracción y la
fluencia. La Tabla 4 y la Figura 2 muestran los resultados de los
ensayos.
Se midió el alargamiento de fluencia mediante
ensayos de fluencia bajo las condiciones de 700ºC, 330 MPa.
Los resultados de las Tablas 1 y 2 muestran que,
en los ejemplos de la presente invención, la resistencia a la
tracción a temperatura ambiente se estableció en un rango de 2.148 a
2.775 MPa, y el alargamiento de fluencia se estableció en el 0,7 al
1,1%.
Por contraste, en el caso del Ejemplo
Comparativo 1, en el cual el contenido en Cr era superior al de la
presente invención, la resistencia a la tracción a temperatura
ambiente fue de 1.991 MPa, inferior al 93% de los ejemplos de la
presente invención, siendo el alargamiento de fluencia 1,4 veces
superior al del ejemplo de la presente invención.
Además, en el caso del Ejemplo Comparativo 2, en
el cual el contenido en Cr era superior al de la presente
invención, siendo el de Mo superior al Ejemplo Comparativo 1,
aparecieron grietas en el maquinado en frío, lo que imposibilitó la
medición de la resistencia a la tracción a temperatura ambiente y
del alargamiento de fluencia.
Además, en el caso del Ejemplo Comparativo 3, en
el cual el contenido en Cr era superior al de la presente
invención, siendo el contenido en Mo inferior al de la presente
invención, la resistencia a la tracción a temperatura ambiente fue
de 1.677 MPa, inferior al 78% de los ejemplos de la presente
invención, siendo el alargamiento de fluencia 1,7 veces superior al
del ejemplo de la presente invención.
En el caso del Ejemplo Comparativo 4 de Inconel
X750, la resistencia a la tracción a temperatura ambiente fue de
1.451 MPa, inferior al 68% de los ejemplos de la presente invención,
siendo el alargamiento de fluencia no menos de 2 veces superior al
del ejemplo de la presente invención.
Los resultados de la Tabla 3 muestran que, en el
caso del Ejemplo Comparativo 5, que tiene un coeficiente de
maquinado en frío del 35%, inferior al coeficiente de maquinado en
frío del ejemplo de la presente invención, la resistencia a la
tracción a temperatura ambiente fue de 1.589 MPa, inferior al de los
Ejemplos 12, 13 y 6 de la presente invención, y el alargamiento de
fluencia fue del 3,8%, superior al de los Ejemplos 12, 13 y 6 de la
presente invención. Los resultados de éstos muestran que el
coeficiente de maquinado del maquinado en frío o en templado debe
establecerse en no menos del 40%.
Los resultados de la Tabla 4 muestran que, en el
caso del Ejemplo Comparativo 6, con temperatura del tratamiento de
envejecimiento de 450ºC, inferior a la temperatura de envejecimiento
de la presente invención, la resistencia a la tracción a
temperatura ambiente fue de 1.795 MPa, inferior a la del ejemplo de
la presente invención, y el alargamiento de fluencia fue del 2,1%,
superior al de la presente invención. Además, en el caso del Ejemplo
Comparativo 7, con temperatura del tratamiento de envejecimiento
superior a la temperatura de envejecimiento del ejemplo de la
presente invención, la resistencia a la tracción a temperatura
ambiente fue de 1.314 MPa, inferior a la del ejemplo de la presente
invención, y el alargamiento de fluencia fue del 4,8%, superior al
de la presente invención.
Estos resultados muestran que la temperatura del
tratamiento de envejecimiento debe establecerse en un rango de 500
a 800ºC.
Tal como se ha descrito anteriormente, la
aleación termorresistente basada en Co-Ni de la
presente invención tiene una resistencia más alta a temperatura
ambiente en comparación con las aleaciones súper termorresistentes
basadas en Ni que han sido utilizadas convencionalmente, y es menos
susceptible a una degradación en la resistencia incluso después de
largos períodos de utilización a altas temperaturas. Además, el
método de preparación de la presente invención permite preparar una
aleación termorresistente basada en Co-Ni con una
mayor resistencia a temperatura ambiente en comparación con las
aleaciones súper termorresistentes basadas en Ni que han sido
utilizadas convencionalmente, y es menos susceptible a una
degradación en la resistencia incluso después de largos períodos de
utilización a altas temperaturas.
Claims (8)
1. Aleación termorresistente basada en
Co-Ni que comprende: 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 + 1/2 W de al menos uno de Mo
y 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 opcionalmente del 0,007 al 0,10% de
REM, del 0,001 al 0,010% de B, 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al
0,20% de Zr, siendo el resto Co y las impurezas inevitables.
2. Aleación termorresistente basada en
Co-Ni según la reivindicación 1,
caracterizada porque comprende además del 0,007 al 0,10% en
masa de REM.
3. Aleación termorresistente basada en
Co-Ni según la reivindicación 1,
caracterizada porque comprende además: todo en peso, al
menos uno seleccionado de entre el grupo consistente en 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 masa de Zr.
4. Aleación termorresistente basada en
Co-Ni según la reivindicación 1,
caracterizada porque comprende además: todo en peso, del
0,007 al 0,10% en masa de REM; y al menos uno seleccionado de entre
el grupo consistente en del 0,001 al 0,010% en masa de B, del
0,0007 al 0,010% en masa de Mg y del 0,001 al 0,20% en masa de
Zr.
5. Método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni, comprendiendo el
método los pasos de:
someter una aleación que contiene 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 un tipo o más
tipos de Mo y 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 opcionalmente 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 y las
impurezas inevitables, a un tratamiento térmico de solución en
sólido a 1.000 hasta 1.200ºC o a un maquinado en caliente a esta
temperatura;
entonces someterla a un maquinado en frío o a un
maquinado en templado con un coeficiente de maquinado no inferior
al 40%; y
después someterla a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 500 hasta 800ºC durante 0,1 a 50 horas.
6. Método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni según la
reivindicación 5, caracterizado porque dicha aleación
comprende además del 0,007 al 0,10% en masa de REM.
7. Método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni según la
reivindicación 5, caracterizado porque dicha aleación
comprende además: todo en peso, al menos uno seleccionado de entre
el grupo consistente en del 0,001 al 0,010% en masa de B, del
0,0007 al 0,010% en masa de Mg y del 0,001 al 0,20% en masa de
Zr.
8. Método de preparación de la aleación
termorresistente basada en Co-Ni según la
reivindicación 5, caracterizada porque dicha aleación
comprende además: todo en peso, del 0,007 al 0,10% de REM; y al
menos uno seleccionado de entre el grupo consistente en del 0,001
al 0,010% en masa de B, del 0,0007 al 0,010% en masa de Mg y del
0,001 al 0,20% en masa de Zr.
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JPH04202732A (ja) * | 1990-11-30 | 1992-07-23 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱損傷性に優れた表面を有するCo基合金部材 |
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US5476555A (en) * | 1992-08-31 | 1995-12-19 | Sps Technologies, Inc. | Nickel-cobalt based alloys |
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