ES2845208T3 - Superaleación a base de níquel de gamma prima alta, su uso y método de fabricación de los componentes de un motor de turbina - Google Patents

Superaleación a base de níquel de gamma prima alta, su uso y método de fabricación de los componentes de un motor de turbina Download PDF

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Abstract

Una superaleación a base de níquel de gamma prima alta, que comprende en % en peso: - Cromo del 9,0 al 10,5 %, - Cobalto de aproximadamente el 20 al 22 %, - Molibdeno del 1,0 al 1,4 %, - Wolframio del 5,0 al 5,8 %, - Tántalo del 2,0 al 6,0 %, - Aluminio del 3,0 al 6,5 %, - Hafnio del 0,2 al 1,5 %, - Germanio del 0 al 1,0 %, - Itrio del 0 al 0,2 %, - Silicio del 0 al 1,0 %, - Boro del 0 al 0,015 %, - Carbono del 0,01 al 0,16 %, - Renio del 1,5 al 3,5 %, y - Níquel con impurezas hasta el resto.

Description

DESCRIPCIÓN
Superaleación a base de níquel de gamma prima alta, su uso y método de fabricación de los componentes de un motor de turbina
La superaleación a base de níquel de gamma prima alta (y') inventada se puede utilizar para la soldadura por haz láser (LBW), plasma (PAW), micro-plasma (MPW), haz de electrones (EBW) y fabricación aditiva 3D, así como para la fabricación de componentes de motores de turbina y otros artículos mediante fundición y conformado en caliente.
Antecedentes de la invención
La mayoría de las palas de turbina de motores de turbina aeronáutica e industrial se fabrican a partir de superaleaciones de gamma prima (y') alta a base de níquel que tienen una combinación única de propiedades de oxidación y fluencia. Sin embargo, a pesar de las notables propiedades de las superaleaciones de y' alta, los componentes del motor con frecuencia requieren varias reparaciones de soldadura debido al daño por fluencia y agrietamiento por fatiga termomecánica, la oxidación y la corrosión en caliente que se producen durante el funcionamiento de los motores de turbina. Desde la década de 1980 se han utilizado materiales de soldadura distintos Merl 72 (M72) a base de cobalto, René 142 (R142) y René 80 (R80) a base de níquel para la reparación de palas de turbina de alta (HPT) y baja (LPT) presión, consulte A. Gontcharov et al., GT2018-75862, "Advanced Welding Materials and Technologies for Repair of Turbine Engine Components manufactured of High Gamma Prime Nickel Based Superalloys", Proceedings of ASME Turbo Expo 2018: Turbine Technical Conference and Exposition, GT2018, 11-15 de junio, 2018, Oslo, Noruega (más GT2018-75862).
El M72 a base de cobalto tiene una excelente soldabilidad, ductilidad y resistencia a la oxidación, pero bajas propiedades de fluencia a temperaturas >982,2 °C (1800 °F) como se muestra en GT2018-75862 y el Ejemplo 1, lo que resultó en una falla prematura de las palas HPT y desmontajes de motor no programados. Las propiedades de baja fluencia son típicas de la mayoría de las aleaciones a base de cobalto y superaleaciones a base de níquel con alto contenido de cobalto. Por otro lado, el alambre de soldadura R142 a base de níquel con y' alta, que comprende el 6,8 % en peso de Cr - 12 % en peso de Co - 1,5 % en peso de Mo - 4,9 % en peso de W - 6,4 % en peso de Ta - 6,1 % en peso - 1,5 % en peso de Hf - 2,8 % en peso de Re, que fue desvelado por Earl W. Ross y Kevin S. O'Hara "Rene 142: High Strength, Oxidation Resistance DS Turbine Airfoil Alloy", Superalloys 1992, pp. 257-265 y creado basándose en la superaleación a base de níquel de gamma prima alta basada en la patente US 4.169.742 que comprende: 10-13 % en peso de Co, 3-10 % en peso de Cr, 0,5-2 % en peso de Mo, 3-7 % en peso de W, 0,5­ 10 % en peso de Re, 5-6 % en peso de Al, 5-7 % en peso de Ta, 0,5-2 % en peso de Hf, 0,01-0,15 % en peso de C, 0,005-0,05 % en peso de B, 0-0,1 % en peso de Zr con níquel hasta el resto, tiene excelentes propiedades de fluencia, pero una soldabilidad extremadamente pobre. Las reparaciones limitadas de soldadura de los componentes del motor de turbina con R142 se han realizado solo con el precalentamiento de los componentes del motor a alta temperatura, como demostraron Dikran A. Barhanko et al., "Development of Blade Tip Repair for SGT-700 Turbine Blade Stage 1, With Oxidation Resistant Weld Alloy", Proceedings of ASME Turbo Expo 2018, Turbomachinery Technical Conference and Exposition, GT2018, 11-15 de junio de 2018, Oslo, Noruega y Alexandre Gontcharov et al. en el artículo GT2018-75862 anteriormente citado. Sin embargo, incluso con el precalentamiento, las soldaduras con R142 demostraron una ductilidad deficiente y una alta propensión a la microfisuración, por lo que no pueden utilizar R142 para la fabricación aditiva 3D.
La superaleación a base de níquel R80 con la composición química según la patente US 3.615.376, que comprende Ni - 15 % de Cr - 9,5 % de Co - 5 % de Ti - 4 % de W - 4 % de Mo - 3 % de Al - 0,17 % de C, tiene mejor soldabilidad pero poca resistencia a la oxidación y no puede sustituir a R142 y M72.
Las superaleaciones a base de níquel descritas en las patentes CN 105492639, CA 28004402, US 4.288.247, US 7.014.723, US 8.992.669 y US 8.992.700 con un contenido elevado del 20 al 30% de Co no pueden sustituir la superaleación R142 de gamma prima alta también debido a propiedades mecánicas insuficientes a >982,2 °C (1800 °F) a pesar de una soldabilidad potencialmente mejor.
Por lo tanto, existen necesidades sustanciales en el desarrollo de nuevas superaleaciones a base de níquel de gamma prima alta con alta resistencia a la oxidación, alta resistencia y ductilidad que puedan producir soldaduras sin fisuras en materiales monocristalinos (SX) a temperatura ambiente para la reparación y fabricación aditiva 3D de componentes de motores de turbina.
El documento US 2016/167172 A1 describe un método de recubrimiento sustancialmente sin fisuras, soldadura por fusión y fabricación aditiva de superaleaciones que implica la aplicación de un polvo de relleno prealeado a alta temperatura que incluye depresores del punto de fusión, a un material base de superaleación. El material base y el polvo de relleno prealeado se calientan a una temperatura que derrite completamente el polvo de relleno prealeado y también derrite una capa superficial del material base, formando así un baño de soldadura. Tras la solidificación y enfriamiento del baño de soldadura, hay coalescencia entre el cordón de soldadura y el material base, formando así un cordón de soldadura que está sustancialmente sin fisuras. El polvo de relleno prealeado a alta temperatura consiste, en % en peso, en los siguientes elementos químicos: Co 9-15 %; Al 3-6,5 %; C 0,1-0,2 %; Ti, Zr y Hf con un contenido total del 1 al 8,5 %; Ta y Nb con un contenido total del 0,5 al 8,5 %; W y Mo con un contenido total del 7 al 20 %; Cr y Re con un contenido total del 6,5 al 18,5 %; Fe y Mn con un contenido total del 0,1 al 1 %; B 0,1­ 0,6 % con Ni e impurezas hasta el resto.
Breve descripción de la invención
Hemos encontrado que la superaleación a base de níquel de gamma prima alta que comprende en % en peso: de 9,0 a 10,5 % de Cr, de 20 a 22 % de Co, de 1,0 a 1,4 % de Mo, de 5,0 a 5,8 % de W, de 2,0 a 6,0 % de Ta, de 3,0 a 6,5 % de Al, de 0,2 a 1,5 % de Hf, de 0,01 a 0,16 % de C, de 0 a 1,0 % de Ge, de 0 a 1,0 % en peso de Si, de 0 a 0,2 % en peso de Y, de 0 a 0,015 % en peso de B, de 1,5 a 3,5 % en peso de Re, y níquel con impurezas hasta el resto, tiene una excelente soldabilidad a temperatura ambiente, una buena combinación de propiedades mecánicas y de oxidación y se puede utilizar para diversas reparaciones de componentes de motores de turbina mediante soldadura por fusión y para la fabricación de componentes de motores de turbina mediante AM 3D, fundición y conformado en caliente.
Otra realización preferible de la superaleación a base de níquel de gamma prima alta comprende una cantidad total de germanio y silicio dentro del intervalo del 0,9 al 1,1 % en peso.
Las realizaciones preferibles de la superaleación actual se seleccionan entre alambre de soldadura, polvo de soldadura, componente de motor de turbina solidificado equiaxial o direccionalmente, componente de motor de turbina reparado y artículo producido por conformado en caliente.
Según otra realización de la presente invención, se proporciona un método de fabricación de un componente de motor de turbina, en el que comprende una etapa de uso de la superaleación a base de níquel de gamma prima alta de la presente invención.
En este documento, "fabricar un componente de motor de turbina" se refiere a la fabricación a partir de la materia prima y/o la reparación de un componente de motor de turbina viejo de modo que pueda utilizarse como uno nuevo. Los componentes del motor de turbina y otros artículos fabricados a partir de las superaleaciones de la invención con la composición química preferible se someten a un tratamiento térmico, que es diferente del tratamiento térmico de la superaleación R142, e incluye el recocido dentro del intervalo de temperatura de 1198,9 °C (2190 °F) a 1254.4 °C (2290 °F) durante de 1 a 2 horas, el envejecimiento primario dentro del intervalo de temperatura de 1079.4 °C (1975 °F) a 1121,1 °C (2050 °F) durante de 2 a 4 horas y el envejecimiento secundario dentro del intervalo de temperatura de 704,4 °C (1300 °F) a 815,6 °C (1500 °F) durante de 16 a 24 horas con el objetivo de maximizar las propiedades mecánicas de la superaleación desarrollada por el envejecimiento que da como resultado una precipitación de la fase y'.
La realización preferible de la fabricación de componentes de motores de turbina mediante fundición comprende etapas adicionales de un tratamiento de presión isostática en caliente de un lingote a una temperatura de 1204,4­ 1254,4 °C (2200-2290 °F), y una presión de 103,4-137,9 MPa (15-20 KSI) durante 2 a 6 horas antes del recocido. La fabricación de componentes de motores de turbina según otra realización preferible comprende al menos dos etapas consecutivas de recocido del lingote a 1198,9 °C (2190 °F) a 1254,4 °C (2290 °F) durante de 1 a 2 horas seguidas del conformado en caliente con un intervalo de temperatura de 815,6 °C (1500 °F) a 982,2 °C (1800 °F) mediante una deformación plástica en un 5-80 % y un tratamiento térmico final que incluye el envejecimiento primario del componente del motor de turbina a 1079,4-1121,1 °C (1975-2050 °F) durante de 2 a 4 horas y el envejecimiento secundario a 704,4-815,6 °C (1300-1500 °F) durante de 16 a 24 horas.
Para evitar una recristalización de los componentes del motor de turbina fabricados por conformación en caliente, la temperatura de servicio de estos componentes del motor de turbina se selecciona por debajo de la temperatura de envejecimiento primario.
De acuerdo con la otra realización preferible, un método de fabricación de componentes de motor de turbina que comprende la etapa de soldadura por fusión preferiblemente seleccionada entre una soldadura por haz láser, arco de plasma, micro-plasma y haz de electrones, mediante fusión y deposición de una mezcla de polvos que comprende al menos dos polvos a base de níquel y de cobalto diferentes en cantidades del (70 - 80) % en peso y el (20-30) % en peso, respectivamente, en un baño de soldadura, en el que el polvo a base de níquel comprende en % en peso:
- Cromo del 6 al 8 %,
- Cobalto del 11 al 12%,
- Molibdeno del 1,3 al 1,6 %,
- Wolframio del 4,5 al 5 %,
- Tántalo del 2,0 al 6,4%,
- Aluminio del 3,0 al 6,5 %,
- Hafnio del 0,2 al 1,5%,
- Renio del 2,5 al 3 %,
- Germanio del 0 al 1,0%,
- Silicio del 0 al 1 %,
- Itrio del 0 al 0,2 %,
- Boro del 0 al 0,015%, y
- Ni con impurezas hasta el resto, y
Y el polvo a base del cobalto comprende en % en peso:
- Níquel del 14 al 18%,
- Cromo del 19 al 21%,
- Wolframio del 8 al 10%,
- Aluminio del 3 al 6,5 %,
- Germanio del 0 al 1,0 %,
- Silicio del 0 al 1 %,
- Itrio del 0 al 0,45 %,
- Hafnio del 0 al 1,5 %, y
- Co con impurezas hasta el resto;
Moviendo y solidificando progresivamente el baño de soldadura según una trayectoria de soldadura preprogramada, formando así un cordón de soldadura con la misma composición química que la superaleación de la presente invención; el tratamiento térmico posterior a la soldadura seleccionado entre alta presión isostática, recocido, envejecimiento o combinación de recocido y de envejecimiento; mecanizado a una geometría requerida y pruebas no destructivas.
Para ejecutar la realización preferida anterior, la mezcla de polvos se selecciona entre una mezcla de polvos prealeados que comprende polvos a base de níquel y de cobalto diferentes o polvos a base de níquel y de cobalto que se mezclan en el baño de soldadura directamente durante la soldadura.
Descripción de los dibujos
La FIGURA 1 es la microestructura de la superaleación fundida inventada en estado recocido y envejecido que muestra:
a) Formación de límites de granos en zigzag durante la solidificación;
b) Precipitación de la fase y' cuboidal durante el tratamiento térmico de envejecimiento.
La FIGURA 2 es la microestructura de las varillas extruidas en el estado envejecido que muestra:
a) Formación de granos equiaxiales con límites rectos durante la extrusión y recristalización primaria; b) Precipitación de la fase y' durante el tratamiento térmico de envejecimiento.
La FIGURA 3 es la microestructura de las soldaduras LBW producidas a temperatura ambiente que muestra: a) Formación de microfisuras en la soldadura René 142 producida mediante soldadura GTAW con precalentamiento a 926,7-982,2 °C (1700-1800 °F);
b) La acumulación de soldadura multicapa sin defectos producida a temperatura ambiente usando LBW con el polvo de soldadura fabricado a partir de la superaleación inventada.
La FIGURA 4 es la microestructura de la acumulación de soldadura multicapa sin defectos producida usando la LBW a temperatura ambiente sobre el sustrato PWA1484 SX (metal base) en el que:
a) La fusión sin fisuras de la soldadura y los metales base en condiciones de soldadura;
b) Precipitación de la fase y' en el metal de soldadura después del tratamiento térmico de envejecimiento PWHT.
La FIGURA 5 es la fractura y el mapeo EDS (distribución) de algunos elementos de aleación en la muestra de tracción fabricada a partir del metal de soldadura que representa la precipitación interdendrítica de partículas intermetálicas a base de Ta-Hf cuboidales finas:
a) Fractura dúctil de la muestra de ensayo de tracción del metal de soldadura producida mediante SEM; b) Distribución de tántalo;
c) Distribución de hafnio.
La FIGURA 6 es la muestra de ensayo de tracción de fractografía fabricada a partir de la realización sin germanio de la superaleación inventada en la que:
a) Fractografía que representa la fractura del hoyuelo dúctil de la muestra de tracción y las partículas intermetálicas a base de Ta-Hf cuboidales en la parte inferior de los hoyuelos;
b) Lo mismo que a) con mayor aumento que representa la selección y marcado de partículas típicas (Espectro 1 y 2) para EDS;
c) Análisis químico de la partícula marcada como Espectro 1 y composición química de la partícula seleccionada que comprende el 46,5 % de Ta - 37,3 % de Hf -9 ,5 % de Ni - 4,1 % de Co - 1,8 % de Cr. La FIGURA 7 es la microestructura de la soldadura producida utilizando la superaleación inventada sobre el sustrato René 80 en la que:
a) Estructura dendrítica formada en la soldadura en condiciones 'tras la soldadura';
b) Microestructura del metal de soldadura y material base adyacente a la línea de fusión después del recocido y envejecimiento PWHT según la realización preferida.
La FIGURA 8 es la fractografía de la muestra de ensayo de metal de soldadura sometida a la prueba de flexión a temperatura ambiente que representa la fractura dúctil de la muestra.
La FIGURA 9 es la fractografía de la muestra de soldadura fabricada a partir de la realización de la superaleación inventada compuesta por el 0,85 % en peso de germanio y sometida a la prueba de tracción a 982,2 °C (1800 °F) que muestra:
a) Alternancia de una morfología de partículas intermetálicas basadas en Ta-Hf;
b) Igual que a) a mayor aumento con la selección de partículas típicas de Ta-Hf para EDS;
c) Mapeo de Ta y Hf en la superficie de la partícula marcada con Map Data 19 en la Figura 9a que representa un enriquecimiento significativo de esta partícula con Ta y Hf.
La Figura 10 es la microestructura de la soldadura LBW producida usando la mezcla de polvos que comprende polvos a base de níquel y de cobalto diferentes que representan:
a) Formación de una estructura dendrítica durante la solidificación de un baño de soldadura;
b) Disolución de las dendritas durante el recocido de homogeneización seguido por el envejecimiento según la realización preferida.
Acrónimos y definiciones principales convencionales
ASTM - Sociedad Estadounidense de Pruebas y Materiales (patrones)
HPT- Turbina de alta presión
LPT -Turbina de baja presión
NDT - Prueba no destructiva
NGV - Paleta de guía de la boquilla
PWHT -Tratamiento térmico posterior a la soldadura
UTS - Resistencia máxima a la tracción
SRT - Prueba de rotura por tensión
LBW - Soldadura por haz láser
MPW - Soldadura por micro-plasma
GTAW -Soldadura por arco de wolframio gaseoso
EBW - Soldadura por haz de electrones
PAW - Soldadura por arco de plasma
SX - Material monocristalino
BM - Material base
AM 3D - Fabricación aditiva tridimensional
SEM - Microscopio electrónico de barrido
EDS - Espectroscopía de rayos X de dispersión de energía
IPM - Pulgada por minuto
FPI - Inspección de penetrantes fluorescentes
Superaleaciones a base de níquel - Son materiales metálicos que se utilizan para la fabricación de componentes de motores de turbina y otros artículos que exhiben una excelente resistencia mecánica y resistencia a la fluencia (tendencia de los materiales sólidos a moverse o deformarse lentamente bajo tensión) a altas temperaturas, hasta 0,9 de temperatura de fusión; buena estabilidad superficial, resistencia a la oxidación y corrosión. Las superaleaciones de refuerzo de precipitación habitualmente tienen una matriz con una red cristalina cúbica centrada en las caras austenítica con precipitación de una fase y' a base de níquel-aluminio o titanio-aluminio. Las superaleaciones se utilizan principalmente para la fabricación de componentes de motores de turbina.
Conformado en caliente - El conformado en caliente, que también se conoce como trabajo en caliente, es un proceso en el que se da forma a un metal bajo presión a una temperatura bastante alta a la que el material tiene suficiente ductilidad.
Superaleaciones a base de níquel de gamma prima alta - Son superaleaciones a base de níquel que comprenden del 3 % en peso al 12 % en peso de aluminio o titanio o elementos de aleación de aluminio y titanio totales.
Soldadura por haz láser (haz de electrones, arco de wolframio gaseoso y arco de plasma) - Es un proceso de soldadura que produce la coalescencia de materiales con el calor obtenido de la aplicación de un haz de luz coherente concentrado (haz de electrones o arco eléctrico, respectivamente) que incide sobre la junta o material base con o sin material de soldadura.
Soldabilidad - Capacidad de un material para soldarse bajo condiciones impuestas en una estructura específica y adecuada y para comportarse satisfactoriamente para su uso previsto.
Componentes estructurales del motor de turbina - Varias carcasas, bastidores, anillos de paletas de guía de la boquilla y otras partes del estator que garantizan la integridad del motor en condiciones de servicio.
Material base - Es el material de los componentes del motor y las muestras de prueba. Espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS) - Es una técnica analítica que se utiliza para el análisis elemental o la caracterización química de una muestra.
Descripción detallada de la invención
El material inventado pertenece a las superaleaciones de y' alta de refuerzo de precipitación y comprende una gran cantidad de aluminio, que es el principal elemento formador de gamma prima bien conocido.
La combinación única de fuerza, ductilidad, resistencia a la oxidación y soldabilidad se atribuye a la precipitación de un gran volumen de fase NisAl intermetálica y' de alta resistencia y partículas intermetálicas cuboidales de Ta-Hf en la matriz de fase y dúctil austenítica, que es una solución de sólidos de Co, Cr, Mo, W, Re en níquel, con una relación optimizada de todos los elementos de aleación. Se encontró que el volumen de fracción de la fase y ' de la superaleación desarrollada varía del 48,5 al 49,5 % en volumen en condiciones envejecidas.
Los lingotes para la evaluación de las propiedades mecánicas de la superaleación inventada se produjeron mediante una refundición de arco triple en argón seguida por el tratamiento térmico de recocido y envejecimiento según la realización preferida.
El alambre de soldadura se fabricó mediante la extrusión de lingotes en múltiples etapas a temperaturas de 871,1­ 982,2 °C (1600-1800 °F) seguido de decapado para eliminar la oxidación de la superficie.
Se produjo polvo de soldadura de 45 ^m de diámetro mediante atomización con gas de lingotes en argón. Con el fin de maximizar las propiedades mecánicas de la superaleación de refuerzo de precipitación inventada, el tratamiento térmico especial incluye el recocido de homogeneización dentro de un intervalo de temperatura de 1198,9 °C (2190 °F) a 1254,4 °C (2290 °F) durante de 1 a 2 horas, seguido del envejecimiento primario dentro de un intervalo de temperatura de 1079,4 °C (1975 °F) a 1121,1 °C (2050 °F) durante de 2 a 4 horas y el envejecimiento secundario dentro de un intervalo de temperatura de 704,4 °C (1300 °F) a 815,6 °C (1500 °F) durante de 16 a 24 horas. Este tratamiento térmico era diferente del tratamiento térmico que se usa con frecuencia para el tratamiento térmico de la superaleación R142, consulte W. Ross y Kevin S. O'Hara para René 142 en "Rene 142: High Strength, Oxidation Resistance DS Turbine Airfoil Alloy", Superalloys 1992, pp. 257-265.
Los parámetros para el tratamiento térmico PWHT de los componentes del motor de turbina dependen de las aplicaciones. Se encontró que los parámetros de tratamiento térmico óptimos para HPT, LPT NGV y otros componentes no giratorios de motores de turbina fabricados por fundición y AM 3D comprenden el recocido dentro del intervalo de temperatura de 1232,2-1254,4 °C (2250-2290 °F) durante 2 horas seguido por el envejecimiento primario a 593,3-604,4 °C (1100-1120 °F) durante 2 horas y el envejecimiento secundario a una temperatura de 804,4-815,6 °C (1480-1500 °F) durante 24 horas.
Los parámetros PWHT para los tratamientos térmicos de palas de turbina HPT y LPT fabricadas a partir de superaleaciones monocristalinas y/o reparadas mediante soldadura utilizando el alambre de soldadura o el polvo de soldadura inventados incluyen el envejecimiento primario y secundario con un intervalo de temperaturas de 1079,4 °C (1975 °F) a 1090,6 °C (1995 °F) durante 4 horas y de 704,4 °C (1300 °F) a 718,3 °C (1325 °F) durante 16 horas respectivamente para evitar la recristalización del material base. El tratamiento térmico de los componentes del motor de turbina fabricados a partir de la superaleación inventada por conformación en caliente comprende también solo el envejecimiento primario y secundario usando los parámetros desvelados anteriormente para evitar la recristalización del material base.
La temperatura de servicio de los componentes del motor de turbina fabricados a partir de la superaleación inventada por conformado en caliente se seleccionó por debajo de la temperatura de envejecimiento primario, con el objetivo de excluir la recristalización y degradación de las propiedades mecánicas del material base en condiciones de servicio.
El recocido de lingotes antes de la extrusión o después de la fabricación de los componentes del motor de turbina por fundición según la realización preferida da como resultado la homogeneización mientras que el envejecimiento juega un papel clave en la formación de una resistencia superior debido a la precipitación de la fase y'. Además, las realizaciones preferidas se explican con más detalle mediante ejemplos.
Ejemplo 1
Para demostrar la combinación única de alta resistencia y ductilidad de la superaleación desarrollada, se produjeron muestras fabricadas a partir de René 142 (R142) y Merl 72 (M72), la superaleación inventada con las realizaciones preferidas (muestras marcadas con 4275A, 4275B, 4275C y 4275D ), y la superaleación con la composición química desviada de la realización preferible (muestra marcada 427X) que se muestra en la Tabla 1, mediante la refundición de arco triple en argón seguido por el recocido de homogeneización a 1212,8-1221,1 °C (2215-2230 °F) durante 2 horas, envejecimiento primario a 1112,8-1121,1 °C (2035-2050 °F) durante 2 horas y envejecimiento secundario a 623,9-632,2 °C (1155-1170 °F) durante 24 horas.
Se mecanizaron muestras de ensayo de 0,6477-0,6985 cm (0,255-0,275 pulgadas) de diámetro a partir de lingotes y se sometieron al examen radiográfico según la norma ASTM E192-04. No se permitieron indicaciones lineales y poros que excedan de 0,00508 cm (0,002 pulgadas) de tamaño. Se mecanizaron muestras de ensayo de tamaño reducido con un diámetro de un calibre de 0,44704-0,4572 cm (0,176-0,180 pulgadas) y 4,572 cm (1,8 pulgadas) de longitud según la norma ASTM E-8. Las pruebas de tracción se realizaron según la norma ASTM E-21 a una temperatura de hasta 982,2 °C (1800 °F).
Tabla 1 Com osición uímica de su eraleaciones^ a base de ní uel con Ni hasta el resto
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La solidificación de los lingotes produjo la formación de límites de granos en zigzag que se muestran en la Figura 1a, lo que mejora las propiedades mecánicas de la superaleación desarrollada. El tratamiento térmico de envejecimiento posterior a la soldadura (PWHT) da como resultado la precipitación de un alto volumen de fase y' que se muestra en la Figura 1b.
La precipitación de un gran volumen de fase y' de alta resistencia en la matriz austenítica dúctil da como resultado la formación de la combinación deseable de alta resistencia y ductilidad como se muestra en la Tabla 2. La ductilidad (alargamiento) de la superaleación inventada es superior a la ductilidad de muestras convencionales de R142 mientras que la resistencia es superior a la de M72.
Tabla 2 Propiedades mecánicas de los lingotes producidos por refundición de arco triple en argón Material Temperatura de prueba °C (°F) UTS, MPa (KSI) 0,2 % de límite elástico, MPa (KSI) % de elong. M72 982,2 (1800) 159,3 (23,1) 104,1 (15,7) 86,8 R142 982,2 (1800) 490,9 (71,2) 486,1 (70,5) 1,0 4275A 21,1 (70) 1186,6 (172,1) 979,1 (142,0) 7,0 4275A 787,8 (1450) 942,5 (136,7) 867,4 (125,8) 8,6 4275A 871,1 (1600) 781,2 (113,3) 641,9 (93,1) 6,9 4275A 982,2 (1800) 488,8 (70,9) 425,4 (61,7) 9,8 4275B 982,2 (1800) 493,0 (71,5) 472,3 (68,5) 5,0 4275D 982,2 (1800) 438,5 (63,6) 379,2 (55,0) 14,0
427X
Figure imgf000007_0003
982,2 (1800)
Figure imgf000007_0004
307,3 (43,7)
Figure imgf000007_0001
260,6 (37,8)
Figure imgf000007_0002
18,2
Ejemplo 2
Las superaleaciones AMS 5664 Inconel 718 (IN718) y AMS 5704 Waspaloy forjadas de y ' baja se han utilizado para la fabricación de componentes estructurales de motores de turbina debido a su alta resistencia a temperaturas de hasta 648,9 °C (1200 °F) y su buena trabajabilidad. Sin embargo, el calentamiento adicional de IN718 y Waspaloy a 982,2 °C (1800 °F) redujo drásticamente las propiedades de resistencia y rotura por tensión (SRT) de estas superaleaciones, como se muestra en la Tabla 3.
Debido a una buena combinación de resistencia a una temperatura de hasta 982,2 °C (1800 °F) y la trabajabilidad de las superaleaciones desarrolladas de gamma prima alta, se comprueba que las superaleaciones desarrolladas de gamma prima alta son más prominentes para una sustitución de las superaleaciones forjadas convencionales para la fabricación de componentes estructurales de motores de turbina que utilizan procesos de conformado en caliente. Para evaluar las propiedades mecánicas de la superaleación inventada en estado forjado (conformado en caliente), los lingotes se sometieron a extrusión según la realización preferida para producir barras de 0,5715 cm (0,225 pulgadas) de diámetro, que además se sometieron al envejecimiento primario a una temperatura de 1065,6 °C (1950 °F) durante 4 horas y envejecimiento secundario a 704,4 °C (1300 °F) durante 24 horas.
Las muestras de ensayo de tamaño reducido de 4,572 cm (1,8 pulgadas) de longitud con un diámetro de un calibre de 0,40132-0,41148 cm (0,158-0,162 pulgadas) se mecanizaron según la norma ASTM E-8. Las pruebas de tracción se realizaron según la norma ASTM E-8 a 21,1 °C (70 °F) y según la norma ASTM E-21 a 648,9 °C (1200 °F) y 982,2 °C (1800 °F). La prueba de rotura por tensión se realizó a temperaturas de 648,9 °C (1200 °F), 732,2 °C (1350 °F) y 982,2 °C (1800 °F) según la norma ASTM E-139.
La extrusión de la superaleación inventada a alta temperatura dio como resultado la formación de la estructura equiaxial con los límites de grano rectos mostrados en la Figura 2a, que eran diferentes de los límites en zigzag formados durante la solidificación de los lingotes mostrados en la Figura 1a. El tratamiento térmico de envejecimiento primario dio como resultado una precipitación de la fase y ' que se muestra en la Figura 2b.
Como se comprobó mediante experimentos, las propiedades UTS y SRT de la superaleación desarrollada fueron superiores a la UTS y SRT de Inconel 718 y Waspaloy hasta 982,2 °C (1800 °F) como se muestra en la Tabla 3 y 4 respectivamente.
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La combinación de alta resistencia, ductilidad y trabajabilidad hace que la superaleación inventada sea más prominente para la fabricación de componentes de motores de turbina mediante conformado en caliente.
Ejemplo 3
Para simular la reparación de componentes de motores de turbina fabricados a partir de materiales monocristalinos utilizando soldadura GTAW manual y LBW automática, se produjeron muestras de prueba utilizando la superaleación desarrollada en forma de alambre de soldadura y polvo de soldadura, respectivamente, y utilizando alambre de soldadura convencional René 142 para GTAW con precalentamiento a 926,7-982,2 °C (1700-1800 °F) y LBW a temperatura ambiente.
Se usó precalentamiento para GTAW con alambre de soldadura René 142 para producir muestras para pruebas de tracción y SRT porque la soldadura a temperatura ambiente da como resultado un agrietamiento extenso de las soldaduras René 142 como se muestra en la Figura 3a.
La LBW de múltiples pasadas con polvo de soldadura fabricado a partir de las superaleaciones de la invención y la GTAW con alambre de soldadura fabricado a partir de las superaleaciones de la invención se realizaron a temperatura ambiente para producir muestras de soldadura marcadas como LBW4275 y GTAW4275. Las soldaduras no tenían fisuras. La microestructura típica de estas muestras se muestra en la Figura 3b y la Figura 4a. El tratamiento térmico posterior a la soldadura de las soldaduras incluyó el recocido de homogeneización a 1204,4 °C (2200 °F) durante dos horas seguido del envejecimiento primario a 1079,4-1090,6 °C (1975-1995 °F) durante 4 horas y el envejecimiento a 704,4-715,6 °C (1300-1320 °F) durante 16 horas para excluir la recristalización de las palas de HPT fabricadas a partir del material PWA1484 SX, que dio como resultado una precipitación de la fase y' que se muestra en la Figura 4b con una fracción de volumen del 49,2 % en volumen.
Se produjeron muestras planas de menor tamaño 'Todos los metales de soldadura' de 0,127 cm (0,050 pulgadas) de espesor según la norma ASTM E-8 y se sometieron a la prueba de tracción a 982,2 °C (1800 °F) según la norma ASTM E-21 y SRT a 982,2 °C (1800 °F) y tensiones de 151,7 MPa (22 KSI) según la norma ASTM E-139.
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Como se desprende de la Tabla 5, las propiedades de ductilidad y SRT de las soldaduras LBW y GTAW producidas a partir de la superaleación inventada fueron superiores a las propiedades de las soldaduras convencionales René 142.
Las propiedades de baja tensión y SRT de las soldaduras René 142 se atribuyeron a la formación de microfisuras que se muestran en la Figura 3a.
Las propiedades de alta tensión y fluencia, así como la buena ductilidad y soldabilidad de la superaleación desarrollada, se atribuyeron a la precipitación de un gran volumen de fase y' cuboidal de alta resistencia en la solución de sólido dúctil Ni-Cr-Co-Re-W-Mo de matriz gamma y precipitación interdendrítica de partículas intermetálicas cuboidales finas basadas en Ta-Hf que se muestran en las Figuras 5 y 6.
Ejemplo 4
El germanio no se ha utilizado para la fabricación de superaleaciones a base de Ni a pesar de que el material de soldadura a base de níquel que comprende Ni - (5-40)% en peso de Cr - (15-40)% en peso de Ge según la patente US 2901374 se inventó en 1954. A pesar de que el germanio es el depresor del punto de fusión que debería afectar la resistencia a altas temperaturas, descubrimos que la adición de hasta el 0,85 % en peso de germanio a las superaleaciones de la invención, que se marcó como 4275C en la Tabla 1, mejora la soldabilidad y produjo soldaduras sin defectos en el René 80 como se muestra en la Figura 7.
La soldadura de las muestras de prueba se realizó manualmente con una corriente de soldadura de 75-80A, una tensión de 9-10 V y una velocidad de soldadura de 2,54-3,048 cm/min (1-1,2 ipm (pulgada por min)). Después de la soldadura, las muestras se sometieron a un tratamiento térmico que incluyó recocido a 1198,9 °C (2190 °F) durante 2 horas, envejecimiento primario a 1079,4 °C (1975 °F) durante 2 horas seguido por el envejecimiento secundario a 843,3 °C (1550 °F) durante 16 horas. Las muestras de tracción para la prueba se mecanizaron según la norma ASTM E-8 a partir del material base y la soldadura, y se sometieron a pruebas de tracción a 982,2 °C (1800 °F). El metal de soldadura también se sometió a la prueba de curvatura semi-guiada según la norma ASTM E-190 a temperatura ambiente.
Además de lo anterior, las muestras cilíndricas fabricadas a partir del René 80 y la superaleación inventada se sometieron a la prueba de oxidación cíclica a 1121,1 °C (2050 °F) en 500 horas. La duración de cada ciclo fue de 1 hora que incluía la exposición a 1121,1 °C (2050 °F) durante 50 min seguido de enfriamiento a aproximadamente 371,1 °C (700 °F) y recalentamiento a 1121,1 °C (2050 °F) durante 10 min.
Como se comprobó mediante experimentos, la resistencia y la resistencia a la oxidación de las uniones soldadas y el metal de soldadura fueron superiores al material base René 80 como se muestra en las Tablas 6A y 6B.
^
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° °
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Muestras de flexión producidas a partir del metal de soldadura fracturado aproximadamente a 90°, lo que demuestra la ductilidad única de la superaleación inventada como se muestra en la Figura 8 que no se informó en ninguna soldadura producida en superaleaciones conocidas de y' alta. Como se comprobó mediante experimentos, el germanio mejora la unión entre las partículas intermetálicas de Ta-Hf y modifica la morfología de estas partículas como se muestra en la Figura 6a y la Figura 9a respectivamente. El análisis de EDS confirmó que las partículas fueron producidas por el compuesto intermetálico basado en Ta-Hf, véase la Figura 9b y 9c. Este efecto era desconocido porque, al contrario que el Si, que pertenece al mismo grupo IVA de elementos químicos, el germanio dentro del intervalo especificado no da como resultado la formación de eutécticos intergranulares e interdendríticos basados en Ni-Ge que afectan las propiedades mecánicas de superaleaciones a base de níquel que contienen Si. Por lo tanto, se lograron propiedades mecánicas superiores de la realización que contiene Ge de la superaleación inventada mediante la combinación de un alto contenido de fase y ' y el refuerzo de los límites de grano y dendritas mediante partículas intermetálicas finas a base de Ta-Hf con unión coherente con la matriz dúctil a base de Ni-Cr-Co-Re-Mo-W que se muestra en la Figura 9a, y peculiaridades de una solidificación de un baño de soldadura, que se produce por los polvos diferentes a base de níquel y de cobalto que se funden juntos en el baño de soldadura y a continuación se solidifican, produce propiedades de soldaduras superiores a las propiedades de las soldaduras producidas mediante el uso de polvos y alambres de soldadura homogéneos. La resistencia a la oxidación se mejoró por el contenido optimizado de Cr, Al, Si en combinación con Ge y todos los demás elementos de aleación de la superaleación inventada.
Según los resultados de la prueba, el alambre de soldadura y los polvos fabricados a partir de la superaleación inventada fueron los más destacados para la reparación de la punta de las palas de HPT y LPT, lo que garantiza la separación óptima entre la punta de las palas y el estator, bajo consumo de combustible y alta eficiencia de los motores de turbina durante el ciclo completo del motor entre revisiones.
Ejemplo 5
Para demostrar el proceso de AM 3D para la fabricación de componentes de motores de turbina, se produjeron muestras de 10,16 cm (4 pulgadas) de longitud por 2,54 cm (1 pulgada) de altura y 0,3175 cm (0,125 pulgadas) de espesor, utilizando el sistema de soldadura láser LAWS1000 equipado con láser iPg de 1 kW y dos alimentadores de polvo que permiten mezclar dos polvos diferentes a base de níquel y de cobalto directamente en el baño de soldadura, así como realizar soldaduras utilizando la mezcla de polvo prealeado.
El siguiente ejemplo muestra la soldadura con la mezcla de polvo prealeado que comprende el 75 % en peso del polvo a base de níquel y el 25 % en peso del polvo a base de cobalto. El polvo a base de níquel comprende el 6,8 % en peso de Cr, el 12 % en peso de Co, el 1,5 % en peso de Mo, el 4,9 % en peso de W, el 6,3 % en peso de Ta, el 6,1 % en peso de Al, el 1,2 % en peso de Hf, el 2,8 % en peso de Re, el 0,1 % en peso de Si, el 0,12 % en peso C, el 0,015 % en peso B, el 0,1 % en peso de Si y Ni hasta el resto. El polvo a base de cobalto comprende el 17 % en peso de Ni, el 20 % en peso de Cr, el 3 % en peso de Ta, el 9 % en peso de W, el 4,4 % en peso de Al, el 0,45 % en peso de Y, el 0,1 % en peso de Si y Co hasta el resto.
Los parámetros de soldadura que se utilizaron para producir muestras se proporcionan a continuación:
- Potencia del rayo láser - 480 W (Watt)
- Tasa de deposición - 3,8 g/min (gramo por min)
- Velocidad de soldadura - 8,89 cm/min (3,5 ipm (pulgada por minuto))
- Velocidad de oscilación del haz a través de la soldadura - 101,6 cm/min (40 ipm)
- Gas inerte - argón
Durante la deposición de soldadura de múltiples pasadas, el baño de soldadura se movió progresivamente según la ruta de soldadura preprogramada con la velocidad de 8,89 cm/min (3,5 ipm), que, debido a la solidificación, da como resultado la formación de un cordón de soldadura con una composición química preferible que es la misma que la de la superaleación inventada. La composición química de la muestra de metal de soldadura marcada con 4275E se proporciona en la Tabla 1.
Después de la prueba de soldadura, las muestras se sometieron al envejecimiento primario a 1112,8-1121,1 °C (2035-2050 °F) durante 2 horas, y al envejecimiento secundario a 623,9-632,2 °C (1155-1170 °F) durante 24 horas, mecanizado a una geometría requerida seguido de una prueba no destructiva que incluye FPI según la norma AMS 2647 e inspección radiográfica según la norma ASTM E192-04. No se permitieron discontinuidades de soldadura que excedan de 0,00508 cm (0,002 pulgadas) de tamaño.
Se produjeron muestras de prueba de tamaño reducido a partir de soldaduras según la norma ASTM E-8 y se sometieron a pruebas de tracción a 968,3 °C (1775 °F) según la norma ASTM E-21.
La soldadura produjo la formación de una estructura dendrítica con el crecimiento del grano epitaxial como se muestra en la Figura 10a. Las soldaduras estaban libres de fisuras y otras discontinuidades de soldadura.
El tratamiento térmico de homogeneización y envejecimiento posterior a la soldadura dio como resultado la precipitación de un gran volumen de fase gamma, como se muestra en la Figura 10b.
Tabla 7 Propiedades de tracción y SRT de las soldaduras producidas por LBW con la mezcla de polvo ID de la muestra de metal de Temp. de prueba °C UTS, MPa 0,2 % de límite elástico, % de soldadura (°F) (KSI) MPa (KSI) elong.
4275E 968,3 (1775 °F) 515,7 (74,8) 437,8 (63,5) 7,4
Como se desprende de la Tabla 7, las muestras de soldadura demuestran una excelente resistencia y buena ductilidad a una temperatura de 968,3 °C (1775 °F), a pesar de un contenido de Al en el metal de soldadura del 5,7 % en peso.
La soldabilidad, resistencia y ductilidad superiores de la superaleación inventada que comprende el 5,7 % en peso de aluminio se consiguieron por las peculiaridades de una solidificación del baño de soldadura producida por los polvos a base de níquel y de cobalto diferentes.
Las superaleaciones conocidas a base de níquel que comprenden el 5,7 % en peso de Al no se pueden soldar a temperatura ambiente, mientras que la soldadura LBW utiliza la mezcla de polvos y/o mezclas de polvos diferentes, que debido a la solidificación de un baño de soldadura forma soldaduras con la composición química correspondiente a la composición química de la superaleación inventada, produce soldaduras sólidas con altas propiedades mecánicas.
Si bien la invención se ha descrito en términos de realizaciones preferibles, es evidente que un experto en la técnica podría adoptar otras formas de la presente invención. Por lo tanto, el alcance de la invención está limitado únicamente por las siguientes reivindicaciones:

Claims (17)

REIVINDICACIONES
1. Una superaleación a base de níquel de gamma prima alta, que comprende en % en peso:
- Cromo del 9,0 al 10,5 %,
- Cobalto de aproximadamente el 20 al 22 %,
- Molibdeno del 1,0 al 1,4 %,
- Wolframio del 5,0 al 5,8 %,
- Tántalo del 2,0 al 6,0 %,
- Aluminio del 3,0 al 6,5 %,
- Hafnio del 0,2 al 1,5 %,
- Germanio del 0 al 1,0 %,
- Itrio del 0 al 0,2 %,
- Silicio del 0 al 1,0 %,
- Boro del 0 al 0,015 %,
- Carbono del 0,01 al 0,16 %,
- Renio del 1,5 al 3,5 %, y
- Níquel con impurezas hasta el resto.
2. La superaleación a base de níquel de gamma prima alta según la reivindicación 1, en la que el contenido total de germanio y silicio está comprendido entre el 0,9 y el 1,1 % en peso.
3. El uso de la superaleación a base de níquel de gamma prima alta según las reivindicaciones 1 o 2 como material para un alambre de soldadura, un polvo de soldadura o componentes de un motor de turbina.
4. Un método de fabricación de un componente de motor de turbina, en el que comprende una etapa de uso de la superaleación a base de níquel de gamma prima alta según una de las reivindicaciones 1-2.
5. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 4, en donde el método comprende una o más etapas seleccionadas entre:
a) Fusión,
b) Recocido a 1198,9-1254,4 °C (2190-2290 °F) durante de 1 a 2 horas,
c) Conformado en caliente por una deformación plástica a 815,6-982,2 °C (1500-1800 °F),
d) Envejecimiento primario a 1079,4-1121,1 °C (1975-2050 °F) durante de 2 a 4 horas, y
e) Envejecimiento secundario a 704,4-815,6 °C (1300-1500 °F) durante de 16 a 24 horas.
6. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 5, en donde el método comprende un tratamiento térmico seleccionado entre un recocido dentro de un intervalo de temperatura de 1198,9 °C a 1254,4 °C (2190 °F a 2290 °F) durante de 1 a 2 horas, un envejecimiento primario dentro de un intervalo de temperatura de 1079,4 °C a 1121,1 °C (1975 °F a 2050 °F) durante de 2 a 4 horas, y un envejecimiento secundario dentro de un intervalo de temperatura de 704,4 °C a 815,6 °C (1300 °F a 1500 °F) durante de 16 a 24 horas.
7. El método de fabricación de un componente de motor de turbina de acuerdo con la reivindicación 5, en el que, antes de la etapa de conformado en caliente a la temperatura de 815,6-982,2 °C (1500-1800 °F), el método comprende una etapa adicional de un tratamiento a presión isostática en caliente a una temperatura de 1204,4­ 1254,4 °C (2200-2290 °F), presión de 103,4-137,9 MPa (15-20 KSI) durante de 2 a 6 horas.
8. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 5, en donde el método comprende el conformado en caliente mediante la deformación plástica en un 5-80 %.
9. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 5, en el que la temperatura de envejecimiento primario se selecciona por encima de la temperatura de servicio del componente de motor de turbina.
10. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 4, en donde el método comprende las etapas de:
a) una soldadura por fusión mediante fusión en un baño de soldadura y deposición de una mezcla de polvos que comprende al menos dos polvos diferentes a base de níquel y de cobalto en cantidades del 70-80 % en peso y del 20-30 % en peso de respectivamente, en donde:
El polvo a base de níquel comprende en % en peso:
- Cromo del 6 al 8 %,
-Cobalto del 11 al 12%,
- Molibdeno del 1,3 al 1,6 %,
- Wolframio del 4,5 al 5 %,
- Tántalo del 2,0 al 6,4 %,
- Aluminio del 3,0 al 6,5 %,
- Hafnio del 0,2 al 1,5 %,
- Renio del 2,5 al 3 %,
- Germanio del 0 al 1,0 %,
- Silicio del 0 al 1 %,
- Itrio del 0 al 0,2 %,
- Boro del 0 al 0,015 %, y
- Ni con impurezas hasta el resto, y
El polvo a base de cobalto comprende en % en peso:
- Níquel del 14 al 18 %,
- Cromo del 19 al 21 %,
- Wolframio del 8 al 10 %,
- Aluminio del 3 al 6,5 %,
- Germanio del 0 al 1,0 %,
- Silicio del 0 al 1 %,
- Itrio del 0 al 0,45 %,
- Hafnio del 0 al 1,5 %, y
- Co con impurezas hasta el resto;
b) mover y solidificar progresivamente el baño de soldadura según una trayectoria de soldadura preprogramada, formando cordones de soldadura con la misma composición química que la superaleación a base de níquel de gamma prima alta de la reivindicación 1.
11. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 10, en el que la soldadura por fusión se selecciona entre un haz láser, un arco de plasma, un micro-plasma, una soldadura por haz de electrones.
12. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 10, en donde el método además comprende un tratamiento térmico posterior a la soldadura, seleccionado entre alta presión isostática, recocido, envejecimiento o combinación de recocido y de envejecimiento.
13. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 12, en el que, después del tratamiento térmico posterior a la soldadura, el método además comprende una etapa de mecanizado a una geometría requerida.
14. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 13, en donde el método además comprende una etapa de prueba no destructiva.
15. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según la reivindicación 10, en el que la mezcla de polvo está en forma de una mezcla de polvo prealeado, que comprende los polvos a base de níquel y de cobalto o en forma de polvos a base de níquel y de cobalto diferentes, que se mezclan en el baño de soldadura directamente durante la soldadura.
16. El método de fabricación de un componente de motor de turbina según una de las reivindicaciones 10 a 15, en el que el componente de motor de turbina se fabrica mediante un método de fabricación aditiva 3D.
17. Un componente de motor de turbina, obtenido mediante el método según una de las reivindicaciones 4 a 16.
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