MXPA06003569A

MXPA06003569A - Aleaciones a base de niquel y metodos para tratar termicamente aleaciones a base de niquel.

Info

Publication number: MXPA06003569A
Application number: MXPA06003569A
Authority: MX
Inventors: Richard L Kennedy
Original assignee: Ati Properties Inc
Priority date: 2003-10-06
Filing date: 2004-09-28
Publication date: 2006-06-14
Also published as: US20070029014A1; CA2540212C; BRPI0415106A; JP2007510055A; EP2770080B1; EP1680525B1; KR20060119997A; KR101193288B1; CN1890395A; BRPI0415106B1; US7491275B2; WO2005038069A1; EP2770080A3; JP4995570B2; EP2770080A2; DK2770080T3; CN1890395B; US20070029017A1; US7156932B2; EP2770081A2

Abstract

Modalidades de la presente invencion se relacionan con aleaciones a base de niquel, y en particular aleaciones a base de niquel de tipo 718, que tienen una microestructura deseada que esta predominantemente reforzada por precipitados de fase (' y comprende una cantidad de cuando menos un precipitado de limite de grano. Otras modalidades de la presente invencion se relacionan con metodos para tratar termicamente aleaciones a base de niquel, y en particular aleaciones a base de niquel tipo 718, para desarrollar una microestructura deseada que puede impartir propiedades mecanicas termicamente estables. Tambien se describen articulos de fabricacion utilizando las aleaciones a base de niquel y metodos para tratar termicamente aleaciones a base de niquel de conformidad con modalidades de la presente invencion.

Description

ALEACIONES A BASE DE NÍQUEL Y MÉTODOS PARA TRATAR TÉRMICAMENTE ALEACIONES A BASE DE NÍQUEL ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN CAMPO DE LA INVENCIÓN Las modalidades de la presente invención generalmente se relacionan con aleaciones a base de níquel y métodos para tratar térmicamente aleaciones a base de níquel. Más específicamente, ciertas modalidades de la presente invención se relaciona con aleaciones a base de níquel que tienen una microestructura deseada y que tienen propiedades mecánicas térmicamente estables (tales como una o más de resistencia a la tensión, resistencia a la deformación, alargamiento,, vida de esfuerzo-ruptura, y baja sensibilidad a la muesca) . Otras modalidades de la presente invención se relacionan con métodos para tratar térmicamente aleaciones a base de níquel para desarrollar una microestructura deseada que puede impartir propiedades mecánicas térmicamente estables a temperaturas elevadas, especialmente resistencia a la tensión. vida de esfuerzo-ruptura, y baja sensibilidad a la muesca, a las aleaciones . DESCRIPCIÓN DEL RAMO RELACIONADO La Aleación 718 es una de las aleaciones a base de níquel más ampliamente usadas^ y se describe generalmente en la Patente de E.U.A_C o. 3,046,108, la especificación de la cual se incorpora específicamente por referencia en la presente. El uso extenso de la Aleación 718 se deriva de las diversas particularidades únicas de la aleación. Por ejemplo, la Aleación 718 tiene propiedades de resistencia elevada y esfuerzo-ruptura hasta aproximadamente 649°C (1200°F) . Adicionalmente, la Aleación 718 tiene buenas características de procesado, tales como capacidad de moldeo y capacidad de trabajo en caliente, así como buena capacidad de soldadura. Estas características permiten que los componentes hechos de la Aleación 718 se fabriquen fácilmente y, cuando es necesario, se reparen, Como se discute abajo, las particularidades únicas de la Aleación 718 se derivan de una microestructura endurecida por precipitación que se refuerza predominante mediante precipitados de fase y" . En aleaciones a base de níquel, endurecidas por precipitación, hay dos fases de endurecimiento principales; precipitados de fase y' (o "gamma prima") y precipitados de fase y" (gamma doble prima") , Ambas, la fase y' y la fase y" son compuestos intermetálicos ricos en níquel, estequiométricos . Sin embargo, la fase y\ típicamente comprende aluminio y titanio como los elementos de aleación principales, es decir (Ní3(Al, Ti); mientras que la fase y" contiene principalmente niobio, es decir, Ni3Nb. Mientras que ambas, la fase y' y la fase y" forman precipitados coherentes en la matriz de austenita cúbica centrada en cara, debido a que hay un mayor energía de esfuerzo mal ajustado asociada con los precipitados de fase y" (que tienen una estructura de cristal tetragonal centrada en cuerpo) que los precipitados de fase y' (que tienen una estructura de cristal cúbica centrada en cara), los precipitados de fase " tienden a ser reforzadores más eficientes que los precipitados de fase y' . Es decir, para la misma fracción de volumen de precipitado y tamaño de partícula, las aleaciones a base de níquel reforzadas por precipitados de fase y" son generalmente más fuertes que las aleaciones de níquel que están reforzadas principalmente por precipitados de fase y' . Sin embargo, una desventaja de dicha microestructura reforzada con precipitado fase y" es que a temperaturas superiores a 649°C (1200°F) , la fase y" es inestable y se transformará en la fase d más estable (o "fase delta") . Mientras que los precipitados de fase d tienen la misma composición que los precipitados de fase y" (es decir, Ni3Nb) , los precipitados de fase d tienen una estructura de cristal ortohómbica y son incoherentes con la matriz de austenita. Consecuentemente, el efecto de refuerzo de los precipitados de fase d sobre la matriz generalmente se considera que es omisible. Por lo tanto, como resultado de esta transformación, las propiedades de la Aleación 718, tales como vida de esfuerzo-ruptura, se deterioran rápidamente a temperaturas superiores a 649°C (1200° F) . Por lo tanto, el uso de la Aleación 718 típicamente se limita a aplicaciones inferiores a esta temperatura. A fin de formar la microestructura endurecida por precipitación deseada, las .aleaciones a base de níquel se deben someter a un tratamiento térmico o proceso de endurecimiento por precipitación. El proceso de endurecimiento por precipitación para la aleación a base de níquel generalmente involucra tratar con solución la aleación calentando la aleación a una temperatura suficiente para disolver substancialmente todos los precipitados de fase y' y fase y" que existen en la aleación (es decir a temperatura cercana a o por encima de la temperatura de solubilidad de los precipitados) , el enfriamiento de la aleación de la temperatura de tratamiento con solución y subsecuentemente añejado de la solución en una o más etapas de añejamiento. El añejamiento se conduce a temperaturas inferiores a la temperatura de solubilidad de los precipitados gamma a fin de permitir que los precipitados deseados se desarrollen de una manera controlada, El desarrollo de la microestructura deseada en la aleación a base de níquel depende de ambas, la composición de aleación y proceso de endurecimiento por precipitación (es decir, los procesos de tratamiento con solución y añej amiento) empleados. Por ejemplo, un procedimiento de endurecimiento por precipitación típico para la Aleación 718 para servicio de alta temperatura involucra tratar con solución la aleación a una temperatura de 954°C (1750°F) durante 1 a 2 horas, enfriar con aire la aleación, seguido por añej miento de la aleación en un proceso de añej amiento de dos etapas. La primera etapa de añe amiento involucra calentar la aleación a una primera temperatura de añe amiento de 718°C (1325°F) durante 8 horas, enfriar la aleación a de alrededor de 10 a 38°C (50 a 100°F) por hora a una segunda temperatura de añejamiento de 104°C (1150°F), y añejar la aleación a la segunda temperatura de añejamiento durante 8 horas. A continuación, la aleación se enfría con aire a temperatura ambiente. La miGroestructura endurecida por precipitación que resulta después del tratamiento térmico arriba descrito está comprendido de precipitados discretos de fase y' y y", pero se refuerza predominantemente por los precipitados de fase y" con cantidades menores de precipitados de fase y' jugando un papel de refuerzo secundario. Debido a las limitaciones anteriores, se han hecho muchos esfuerzos para mejorar la Aleación 718. Por ejemplo, composiciones de Aleación 718 modificada que tienen adiciones de aleación controladas de aluminio, titanio, y niobio se han desarrollado a fin de mejorar la estabilidad a temperatura elevada de las propiedades mecánicas de la aleación. En particular, estas aleaciones se desarrollaron a fin de promover el desarrollo de una microestructura de "morfología compacta" durante el proceso de endurecimiento por precipitación. La microestructura de morfología compacta consiste en precipitados grandes, cúbicos de fase y' con precipitados de fase y" siendo formados en las caras de los precipitados cúbicos de fase y1. En otras palabras, la fase y" forma una coraza alrededor de los precipitados fase ?' . Además de la química modificada, un tratamiento térmico especializado o proceso de endurecimiento por precipitación es necesario para lograr la microestructura de morfología compacta, en lugar de la microestructura endurecida por precipitado discretos fase y' y fase y" previamente discutida. Un ejemplo de tratamiento térmico especializado que es útil al desarrollar la microestructura de morfología compacta involucra tratar por solución la aleación a una temperatura de alrededor de 982°C (1800°F), enfriar con aire la aleación, y subsecuentemente añejar la aleación a una primera temperatura de añejamiento de aproximadamente 850°C (1562°F) durante aproximadamente una media hora, a fin de precipitar los precipitados gruesos de fase y' . Después de añej amiento a la primera temperatura de añej amiento, la aleación se enfría rápidamente a una segunda temperatura de añe amiento mediante enfriamiento con aire, y se mantiene a la segunda temperatura de añejamiento, que es alrededor de 649°C (1200°F), durante aproximadamente 16 horas a fin de formar la coraza de fase y". A continuación, la aleación se enfria con aire a temperatura ambiente. Como se discutió previamente, después de este proceso de endurecimiento por precipitación, la aleación tendrá la microestructura de morfología compacta arriba descrita y tendrá estabilidad a temperatura elevada mejorada. Sin embargo, la resistencia a la tensión de aleaciones que tienen microestructura de morfología compacta es por lo general significativamente inferior para la Aleación 718 convencional. Muchas aleaciones a base de níquel reforzadas con fase y' existen, por ejemplo, aleación de níquel WaspaloyÍR), que se encuentra comercialmente disponible de Allvac de Monroe, North Carolina. Sin embargo, debido a que la aleación de níquel Waspaloy( ) contiene niveles aumentados de adiciones de aleación en comparación con la Aleación 718, tal como níquel, cobalto y molibdeno, esta aleación tiende a ser más costosa que la Aleación 718. Además, debido a las cinéticas de precipitación relativamente rápidas de los precipitados fase y' en comparación con los precipitados de fase y", la capacidad de trabajo en caliente y capacidad de soldadura de esta aleación se considera generalmente inferior a la Aleación 718. Consecuentemente, seria deseable desarrollar una aleación a base de níquel tipo 718f endurecida por precipitación, que tenga una microestructura que está predominantemente. reforzada por los precipitados más térmicamente estables de fase y' , que posea propiedades mecánicas térmicamente estables a temperaturas mayores de 649°C (12QQ0F), y tiene una capacidad de trabajo en caliente y capacidad de soldadura comparables a las aleaciones reforzadas con fase y" . Además, es deseable desarrollar métodos para tratar con calor aleaciones a base de níquel para desarrollar una microestructura que está predominantemente reforzada por precipitados de fase y' térmicamente estables y que puede proporcionar aleaciones a base de níquel con propiedades mecánicas térmicamente estables y capacidad de trabajo en caliente y capacidad de soldadura comparables con aleaciones reforzadas con fase y". BREVE RESUMEN DE LA INVENCIÓN Ciertas modalidades de la presente invención están dirigidas hacia métodos para tratar térmicamente aleaciones a base de níquel. Por e emplo, de conformidad con una modalidad no limitativa se proporciona un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel que comprende tratar por solución previa la aleación a base de níquel en donde una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados de fase ? se forma dentro de la aleación de base de níquel, el cuando menos un precipitado de límite de grano teniendo morfología en forma generalmente de varilla, corta; tratar por solución la aleación a base de níquel en donde substancialmente todos los precipitados fase ?' y precipitados fase y" en la aleación a base de níquel se disuelven mientras que cuando menos una porción de la cantidad del cuando menos un precipitado de límite de grano se retiene; enfriar la aleación, a base de níquel después de tratar con solución la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento suficiente para suprimir la formación de precipitados fase ' y fase y" en la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añe amiento en donde los precipitados primarios de fase y' y fase y" se forman en la aleación a base de níquel; y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añ'ejamiento en donde los precipitados secundarios de fase y' y fase y" se forman en la aleación a base de níquel, los precipitados secundarios siendo más finos que los precipitados primarios; y en donde después del tratamiento térmico loa precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel. De conformidad con otra modalidad no limitativa se proporciona un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel tipo 718, la aleación a base de níquel incluyendo hasta 14 por ciento en peso de hierro, el método comprendiendo tratar con solución previa la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (15QQ°F) a 899°C (165Q°F durante un tiempo que varía de 2 a 16 horas, tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 954°C (1725°F) a 1Q10°C (1850°F); enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427°C (800°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añej amiento de no más de 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 788°C (1450°F); y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añej amiento cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de añe amiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (1150°F) a 704°C (1300°F) .

Todavía otra modalidad no limitativa proporciona un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprendiendo, en por ciento en peso, hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molibdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico ce niobio es de 0.8 a 1.3. El método comprende tratar con solución la aleación a baae de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°F); enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel tratada con solución en un primer tratamiento de añejamiento de no más de 8 horas a una temperatura que varía de 740°C (1365°F) a 787°C (1450°F) ; y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añejamiento durante cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de añe amiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (1150°F) a 704°C (1300°F) . Otras modalidades de la presente invención contemplan aleaciones a base de níquel que tienen una microestructura deseada. Por ejemplo, en una modalidad no limitativa se proporciona una aleación a base de níquel que comprende una matriz que comprende precipitados fase y' y fase y", en donde los precipitados fase ?' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase <5 y precipitados fase ?, en donde cuando menos un precipitado de límite de grano tiene una morfología generalmente en forma de varilla corta; y en donde la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura de 704°C (13QQ°F) de cuando menos 120 lesi, un por ciento de alargamiento a 70 °C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura de muesca de cuando menos 300 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad a la muesca. Otra modalidad no limitativa proporciona una aleación a base de níquel de tipo 718 que incluye hasta 14 por ciento en peso de hierro y que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde los precipitados fase y' son los precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados de fase ?/, en dónde cuando menos un precipitado de límite de grano tiene una morfología generalmente en forma de •varilla, corta, en donde la aleación a base de níquel se trata térmicamente mediante tratamiento de solución previa de la aleación de base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (1650°F) durante un tiempo que varía de 2 a 16 horas; tratar con solución la aleación a base de níquel calentando la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varia de 740°C (1725°F) a 1010°C (1850°F) ; enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427 °C (800°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añej amiento de 2 horas a 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F); y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añejamiento durante cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de añej amiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (1150°F) a 704°F (1300°F) . Los artículos de fabricación y métodos para formar articulo de fabricación también se contemplan por diversas- modalidades de la presente invención. Por ejemplo, se proporciona en una modalidad no limitativa de la presente invención/ un artículo de fabricación que comprende una aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprendiendo una matriz que comprende precipitados de fase y' y precipitados de fase y" r en donde los precipitados de fase y! son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados de fase ?, en donde el cuando menos un precipitado de límite de grano tiene una morfología generalmente en forma de varilla corta, y en donde la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 7Q4°C (1300°F) de cuando menos 120 ksi, un por ciento de alargamiento a 704°C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura ranurada de por lo menos 300 horas como se mide a 7Q4°C (1300°F) y 80 ksi, y baja sensibilidad a la muesca. Otra modalidad no limitativa proporciona un método para formar un artículo de fabricación que comprende una aleación a base de níquel de tipo 718 que incluye hasta 14 por ciento en peso de hierro, el método comprendiendo formar la aleación a base de niquel a una configuración deseada, y tratar térmicamente la aleación a base de níquel, en donde el tratamiento térmico de la aleación a base de níquel comprende tratar con solución previa la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (1650°F) durante un tiempo que varía de 2 a 16 horas, tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 hocas a una temperatura de solución que varía de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°F), enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427°C (8Q0°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel, añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añejamiento de 2 horas a 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°F (1450°F), y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añe amiento durante cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de añejamiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (1150°F) a 704°F (130u°F) . BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS DIVERSAS VISTAS DE LOS DIBUJOS Las modalidades de la presente invención se entenderán mejor si se leen en conjunción con las figuras, en las cuales : La Figura 1 es una micrografia SEM de una aleación a base de níquel de conformidad con modalidades de la presente invención; La Figura 2 aa una micrografia óptiGa de una aleación a base de níquel de conformidad con modalidades de la presente invención, La Figura 3 es una micrografia SEM de una aleación a base de níquel que tiene desarrollo de fase de límite de grano excesivo; y La Figura 4 es una micrografia óptica de una aleación a base de níquel que tiene un desarrollo excesivo de fase de límite de grano. DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Ciertas modalidades no limitativas de la presente invención pueden ser ventajosas al proporcionar aleaciones a base de níquel que tienen una microestructura deseada y propiedades mecánicas térmicamente estables a temperaturas elevadas. Como se utiliza en la presente, la frase "propiedades mecá ic s térmicamente estables" significa que las propiedades mecánicas de la aleación (tal como resistencia a la tensión, resistencia a la rotura, alargamiento y vida de esfuerzo-ruptura) no se disminuyen substancialmente después de exposición a 760°C (1400°F) durante 100 horas en comparación con las mismas propiedades mecánicas después de la exposición. Como se utiliza en la presente el término "baja sensibilidad de muesca" significa que muestras de aleación, cuando se prueban de conformidad con ASTM E292, no fallan en la muesca. Además, las modalidades no limitativas de la pcesente invención pueden ser ventajosas al proporcionar aleaciones a base de níquel reforzadas predominantemente con fase y' que comprenden cuando menos un precipitado de fase de límite de grano y que tienen capacidad de trabajo en caliente y capacidad de soldadura comparables con aleaciones reforzadas con fase y" , Los métodos para tratar aleaciones a base de níquel de conformidad con diversas modalidades no limitativas de la presente invención se describirá ahora» Aún cuando no limitativos en la presente, los métodos de tratar térmicamente aleaciones a base de níquel discutidos en la presente se pueden usar en conjunción con una variedad de composiciones de aleación a base de níquel, y son particularmente apropiados para uso con aleaciones a base de níquel de tipo 718 y derivados de las mismas» Como se utiliza en la presente el término "aleaciones a base de níquel'' significa aleaciones de níquel y uno o más elementos de aleación. Como se utiliza en la presente el término "aleaciones a base de níquel tipo 718" significa aleaciones a base de níquel que comprenden cromo y hierro que están reforzadas por una o más de adiciones de aleación de niobio, aluminio, y titanio.

Un ejemplo específico,. no limitativo de una aleación a base de níquel tipo 718 para el que los métodos de tratamiento térmico de las diversas modalidades no limitativas de la presente invención son particularmente bien apropiadas es una aleación a base de níquel tipo 718 incluyendo hasta 14 por ciento en peso de hierro. Aún cuando no se intenta que se a limitativo en la presente, aleaciones de base de níquel tipo 718 incluyendo hasta 14 por ciento en peso de hierro se cree que son ventajosas al producir aleaciones que tienen buena vida de esfuerzo-ruptura. Mientras que no se pretende estar limitados por cualquier teoría particular, se cree por los inventores que cuando el contenido de hierro de la aleación es elevado, por ejemplo 18 por ciento en peso, la efectividad de cobalto al reducir la energía de falla de apilamiento se puede reducir.. Puesto que las energías de falla de apilamiento bajas están asociadas con vida de esfuerzo-ruptura mejorada, en ciertas modalidades de la presente invención, el contenido de hierro de la aleación a base de níquel se mantiene deseablemente a o por debajo de 14 por ciento en peso. Otro ejemplo específico, no limitativo de una aleación a base de níquel de tipo 718 para lo que los métodos de tratamiento térmico de conformidad con las diversas modalidades no limitativas de la presente invención están particularmente bien apropiadas como una aleación a base de níquel que comprende, en por ciento en peso, hasta 0,1 de carbono, de 12 a 2Q de cromo, hasta 4 de molxbdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0,4 a 1.4 de titanio, de 0,003 a 0,03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molxbdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0,8 a 1.3. Estas aleaciones se describen con detalle en la Solicitud copendiente de E.U.A. Número de Serie 10/144,369, cuya especificación se incorpora específicamente por referencia en la presente. Un método para tratar una aleación a base de níquel de conformidad con una primera modalidad no limitativa de la presente invención comprende tratar con solución previa la aleación a base de níquel, tratar con solución la aleación a base de níquel, y añejar la aleación a base de níquel para formar una aleación a base de níquel que tiene una microestructura en donde los precipitados fase y' son ios precipitados de refuerzo predominantes y los precipitados fase d y/o fase ? que tienen una morfología deseada están presentes en uno o más de los límites de grano de la aleación. Más específicamente, el método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel de conformidad con la primera modalidad no limitativa comprende tratar con solución previa la aleación a base de níquel en donde una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano se forma dentro de la aleación a base de níquel . Como se utiliza en la presente el término ,¾tratar con solución previa" significa calentar la aleación de base de níquel, antes de tratar con solución la aleación a base de níquel, a una temperatura tal que una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano se forma dentro de la aleación a base de níquel. Como se usa en la presente, el término "forma" con respecto a cualquier fase significa nucleación y/o crecimiento de la fase. Por ejemplo, aún cuando no limitativo en la presente, el tratamiento con solución previa de la aleación a base de níquel puede comprender calentar la aleación a base de níquel en un horno a una temperatura que varia de aproximadamente 815°C (1500°F) a aproximadamente 898°C (1650°F) durante alrededor de 2 horas a alrededor de 16 horas. En un ejemplo específico, no limitativo de un tratamiento con solución previa que puede ser particularmente útil al procesar aleaciones a base de níquel forjado , el tratamiento con solución previa puede comprender calentar la aleación a una temperatura que varia de aproximadamente 843°C (1550°F) a 871°C (160Q°F) durante aproximadamente 4 a 16 horas. Como se discute arriba, durante el tratamiento con solución previa, una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano se forma en la aleación a base de níquel. De conformidad con la primera modalidad no limitativa, el cuando menos un precipitado de límite de grano formado durante el tratamiento de solución previa se selecciona del grupo que consiste en precipitados fase S ("fase delta") y precipitados fase ? ("fase eta") . Los precipitados fase delta se conocen en el ramo que consisten de la fase intermetálica ordenada Ni3Nb y tienen una estructura de cristal ortohómbica. Los precipitados de fase eta se sabe en el ramo que consisten de la fase intermetálica ordenada Ni3Ti y tienen una estructura de cristal hexagonal. Además, de conformidad con esta modalidad, durante el tratamiento con solución previa, ambos precipitados de límite de grano fase d y fase ? se pueden formar. Mientras que generalmente la formación de precipitados de fase ó y/o fase ? (a continuación precipitados "fase d!?") en aleaciones a base de níquel debido al añe amiento excesivo de precipitados fase y" es indeseable porque estos precipitados son incoherentes y no contribuyen al refuerzo de la matriz de austenita, los inventores han observado que la precipitación de una cantidad controlada de precipitados fase d?? que tienen una morfología deseada y ubicación en límites de grano de la aleación a base de níquel (como se discute con mayor detalle abajo) puedan reforzar los límites de grano y contribuir a sensibilidad de muesca reducida, y vida de esfuerzo-ruptura mejorada y ductilidad en la aleación a temperaturas elevadas. Además, como se discute abajo con más detalle, cuando la cantidad controlada de cuando menos un precipitado de límite de grano se combina con precipitados fase y' y fase y" que tiene la distribución de tamaño deseado, las aleaciones a base de níquel que tienen baja sensibilidad de muesca, buena resistencia a la tensión, vida de esfuerzo-ruptura, y propiedades mecánicas térmicamente estables a cuando menos 704°C (1300°F) se puede lograr. Haciendo ahora referencia a las figuras, en la Figura 1, se muestra una micrografía SEM de una aleación a base de níquel de conformidad con modalidades de la presente invención, tomada a amplificación de 3QGQX» En Xa figura 2 se muestra una micrografía óptica de la misma aleación a base de níquel tomada a amplificación de 500X. La aleación a base de níquel mostrada en las figuras 1 y 2 comprende una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano que tiene la morfología deseada y ubicación de conformidad con ciertas modalidades no limitativas de la presente invención. Como se muestra en la Figura 1, la aleación a base de níquel comprende precipitados 110 de fase d??, la mayoría de los cuales tienen una morfología generalmente en forma de varilla corta y están ubicados dentro de los límites de grano de la aleación. Como se utiliza en la presente, la frase "generalmente en forma de varilla, corta" con referencia a los precipitados significa precipitados que tienen una relación entre dimensiones de longitud a espesor no mayor de aproximadamente 20, por ejemplo como se muestra en las Figuras 1 y 2. En ciertas modalidades no limitativas de la presente invención, la relación entre dimensiones de precipitados generalmente en forma de varilla, cortos varia de 1 a 20. Mientras que los precipitados de fase d?? en límites dobles en la aleación a base de níquel puede estar presente ocasionalmente (por ejemplo, como se muestra en la Figura 1, los precipitados 111 de fase d/? se puede observar en el límite 121 doble) , sin formación significativa de precipitados de fase d?? de forma de aguja, intragranular, debe estar presente en las aleaciones a base de níquel procesadas de conformidad con las diversas modalidades no limitativas de la presente invenció . Aún cuando no significa estar limitados a cualquier teoría particular, se cree por los inventores que ambas, la morfología de los precipitados y la ubicación de precipitados en loa limites de grano, mostrados en las Figuras 1 y 2, son deseables al proporcionar una aleación a base de níquel que tiene baja sensibilidad de muesca y ductilidad de tensión mejorada y vida de esfuerzo-ruptura debido a que estos precipitados de límite de grano pueden restringir el deslizamiento de límite de grano en la aleación a temperaturas elevadas. En otras palabras, debido a su morfología y ubicación/ los precipitados de límite de grano de conformidad con las modalidades de la presente invención refuerzan efectivamente los límites de grano resistiendo el movimiento de los límites de grano ""sujetando" o Aprendiendo" los límites de grano en su lugar. Puesto que el d slizamiento de limite de grano contribuye substancialmente a la deformación plástica y la formación de grietas intergranulares, que pueden disminuir la vida de esfuerzo-ruptura y aumentar la sensibilidad a muesca de la aleación, restringiendo el deslizamiento de límite de grano en las aleaciones a base de níquel de conformidad con modalidades de la presente invención, los precipitados de límite de grano pueden aumentar la ductilidad de tensión y vida de esfuerzo-ruptura de la aleación y disminuir la sensibilidad a muesca de la aleación. En contraste, Guando no está presente fase de limite de grano, o cuando ocurre precipitación excesiva (como se muestra en las Figuras 3 y 4, que se discuten abajo) , los 1imites de grano no se reforzarán y la vida de esfuerzo-ruptura de la aleación no se mejorará. En ciertas modalidades no limitativas de la presente invención, después de tratar térmicamente la aleación a base de níquel, una mayoría de límites de grano de la aleación a base de níquel se sujetan por cuando menos un precipitado de límite de grano generalmente en forma de varilla, corto, tal como el precipitado 210 mostrado en la Figura 2. En otras modalidades de la presente invención, cuando menos dos terceras partes (2/3) de los límites de grano se sujetan por cuando menos un precipitado de fase de límite de grano generalmente en forma de varilla, corto. De esta manera, de conformidad con estas modalidades no limitativas, aún cuando la sujeción de todos los límites de grano por cuando menos un precipitado de límite de grano se contempla, no es necesario que todos los límites de grano se sujeten. En contraste, las Figuras 3 y 4 son micrografías de una aleación a base de níquel que tiene formación excesiva de precipitados de fase d??. Como se muestra en la Figura 3, la mayoría de los precipitados 310 tienen una morfología semejante a aguja, aguda, con una relación entre dimensiones mucho mayor que aquellas mostradas en las Figuras 1 y 2, y se extienden a una distancia significativa hacia los granos, y en algunos casos, se extienden a través de un grano individual. Aún cuando no se pretende estar limitados por ninguna teoría particular, se cree por los inventores que la morfología de precipitado de fase d?? y la ubicación de los precipitados en los granos mostrados en las figuras 3 y 4 es indeseable debido a que los precipitados de fase d/? (310 y 410, mostrados en las figuras 3 y 4 respectivamente) no refuerzan los límites de grano como se discute arriba. En su lugar, la interfaz entre el precipitado y la matriz de grano se convierte en la trayectoria más sencilla para propagación de grieta.

Además, la formación excesiva de precipitados de fase d?? reduce la cantidad de precipitados de refuerzo (es decir y' y ?") en la aleación, reduciendo de esta manera la resistencia de la aleación (como se discutió anteriormente] . Consecuentemente, aún cuando los precipitados tales como aquellos mostrados en las figuras 3 y 4 pueden contribuir a un aumento en ductilidad a temperatura elevada, dicha precipitación reducirá significativamente la resistencia a la tensión y la vida de esfuerzo-ruptura de la aleación.

Mientras que no se pretende estar limitados por ninguna teoría particular, los inventores también han observado que la morfología de precipitados de limite de grano de fase d?? está relacionada con la temperatura de precipitación y el tamaño de grano de la aleación. De esta manera, por ejemplo, aún cuando no se limita en la presente, para ciertas aleaciones forjadas cuando la temperatura de precipitación es mayor de aproximadamente 871°C (1600°F), y para ciertas aleaciones fundidas cuando la temperatura de precipitación es mayor de aproximadamente 898°C (1650°F) generalmente los precipitados fase d?? se formarán sobre ambos, límites de grano e intragranularmente como agujas de elevada relación entre dimensiones. Como se discutió arriba, esto disminuye típicamente la resistencia a la tensión y la vida de esfuerzo-ruptura de la aleación.

Sin embargo, cuando la precipitación de la fase d/? ocurre en estas aleaciones a temperaturas inferiores a aproximadamente 871°C (160Q°F) y 898°C (1650°F), respectivamente, los precipitados fase d!?} que tienen una morfología generalmente en forma de varilla relativamente corta se forman en los límites de grano, con poca precipitación intragranular. Como se discutió anteriormente, la formación de estos precipitados de límite de grano en la aleación a base de níquel es deseable debido a que estos precipitados de límite de grano pueden sujetar o prender los limites de grano, mejorando de esta manera la resistencia a la tensión y ductilidad, y la vida de esfuerzo-ruptura, mientras que disminuyen la sensibilidad a muesca de la aleación. Después de tratar con solución previa, de conformidad con la primera modalidad no limitativa de la presente invención, la aleación a base de níquel se puede enfriar a 538°C (1000°F) o menos antes de tratar con solución. Por ejemplo, aún cuando no se limita en la presente, la aleación se puede enfriar a temperatura ambiente antes de tratar con solución. Como se utiliza en la presente, el término "tratar con solución" significa calentar la aleación a base de níquel a una temperatura de solución cercana (es decir, una temperatura no menos de aproximadamente 38°C (100°F) por debajo), en o superior a la temperatura de solubilidad de los precipitados de fase y> y y"t pero por debajo de la temperatura de solubilidad de los precipitados de límite de grano. De esta manera, como se discute arriba, durante el tratamiento con solución de la aleación a base de níquel, substancialmente todos los precipitados de fase y' y y" que existen en la aleación a base de níquel se disuelven. Como se utiliza en la presente, el término "substancialmente todos" con respecto a la disolución de los precipitados de fase y' y y" durante el tratamiento con solución significa cuando menos una mayoría de los precipitados de fase y' y y" se disuelven. Consecuentemente, disolviendo substancialmente todos los precipitados de fase ?' y ?" durante el tratamiento con solución incluye, pero no se limita, a disolver todos los precipitados de fase y' y y" . Sin embargo, puesto que la temperatura de solución es inferior a la temperatura de solubilidad para los precipitados de límite de grano (es decir, los precipitados fase d?? formados durante el tratamiento con solución previa) , cuando menos una porción de la cantidad del cuando menos un precipitado de límite de grano se retiene en la aleación a base de níquel durante el tratamiento con solución» Aún cuando no se limita en la presente, de conformidad con esta modalidad no limitativa, tratar con solución la aleación a base de níquel puede comprender calentar la aleación a base de níquel a una temperatura de solución no mayor de 1010°C (1850°F) durante no más de 4 horas . Más particularmente, tratar con solución la aleación a base de níquel puede comprender calentar la aleación a base de níquel a una temperatura de solución que varía de 94Q°C (1725°F) a 1Q1G°C (185Q°F), y más preferentemente comprende calentar la aleación a base de níquel de 954°C (1750°F) a 982°C (1800°F) durante un tiempo que varia de 1 a 4 horas, y más preferentemente de 1 a 2 horas. Sin embargo, se apreciará por aquellos expertos en el ramo que el tiempo de tratamiento con solución exacta requerido para disolver substancialmente todos los precipitados de fase ?' y y" dependerá de varios factores, incluyendo pero no limitado al tamaño de la aleación a base de níquel que se está tratando con solución. De esta manera, entre, mayor es la aleación a base de níquel (o pieza de trabajo que comprende la aleación a base de níquel) que se está tratando, generalmente más prolongado es el tiempo de solución requerido para lograr el resultado deseado. Aún cuando no se pretende estar limitado por ninguna teoría particular, se ha observado por los inventores que si la temperatura de solución es superior a aproximadamente 1010°C (1850°F), una cantidad menor que la deseada de precipitados de límite de grano se puede retener en la aleación a base de níquel después del tratamiento con solución. Consecuentemente, la sensibilidad de muesca, vida de esfuerzo-ruptura a teraperatura elevada y ductilidad de la aleación se puede afectar perj udicialmente . Sin embargo, para aplicaciones en las que estas propiedades no son críticas, las temperaturas de solución mayores a 1Q10°C (1850° F] se pueden utilizar de conformidad con esta modalidad no limitativa de la presente invención. Además, se ha observado por los inventores que si la temperatura de solución es inferior a aproximadamente 940°C (1725°F), substancialmente todos los precipitados fase y' y y" no se disolverán durante el tratamiento con solución. Consecuentemente,, el crecimiento y engrosamiento no deseables de les precipitados de fase y' y fase y" no disueltos pueden ocurrir, conduciendo a resistencia a la tensión y vida de esfuerzo-ruptura inferior. Después de tratar con solución la aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel se enfría a un primer régimen de enfriamiento suficiente para suprimir la formación de precipitados fase y' y fase y" en la aleación a base de níquel durante el enfriamiento. Aún cuando no se intenta estar limitados en la presente, los inventores han observado que si la aleación a base de níquel se enfría demasiado lentamente después de tratamiento con solución, además de la precipitación y engrosamiento no deseados de precipitados de fase y' y fase y", puede ocurrir la formación de excesivos precipitados de límite de grano. Como se discutió arriba, la formación de excesivos precipitados de límite de grano puede impactar perjudicialmente la resistencia a la tensión y vida de esfuerzo-ruptura de la aleación. De esta manera, de conformidad con la primera modalidad no limitativa de la presente invención, el primer régimen de enfriamiento es cuando menos 427 °C (8Q0°F) por hora, y puede ser cuando menos 538°C (1000°F) por hora o mayor. Los regímenes de enfriamiento en exceso de 427°C (800°F) o 538°C (1000°F) se pueden lograr, por ejemplo enfriando con aire las aleaciones ole la temperatura de solución. Después de tratar con solución y enfriar la aleación a base de níquel de conformidad con la primera modalidad no limitativa de la presente invención, la aleación a base de níquel se añeja en un primer tratamiento de añejamiento. Como se utiliza en la presente, el término "añej miento" significa calentar la aleación a base de níquel a una temperatura inferior a las temperaturas de solubilidad para la fase ?' y la fase y" para formar precipitados de fase y' y de fase y" . Durante el primer tratamiento de añe amiento, los precipitados primarios de fase y' y fase y" se forman en la aleación a base de níquel. Aún cuando no limitativo en la presente, de conformidad con esta modalidad no limitativa, el primer tratamiento de añej miento puede comprender calentar la aleación a base de níquel a temperaturas que varían de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F) durante un período de tiempo que varía de 2 a 8 horas. Más particularmente, el primer tratamiento de añe amiento puede comprender calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 740°C (1365°F) a 787°C (1450°F) durante 2 a 8 horas. Aún cuando no significa ser limitativos en la presente, el añejamiento a una primera temperatura de añe amiento mayor a aproxidamente 787°C (1450°C) o menos de aproximadamente 740°C (1325°F) puede resultar en añejamiento excesivo o bajo añejamiento de la aleación, respectivament , con una pérdida de resistencia acompañante. Después del primer tratamiento de añejamiento, la aleación a base de ' níquel se enfria a una segunda temperatura de añejamiento y se añeja en un segundo tratamiento de añejamiento. Aún cuando no se requiere, de conformidad con esta modalidad de la presente invención, el segundo régimen de enfriamiento puede ser 10°C (50°F) por hora o mayor. Por ejemplo, un régimen de enfriamiento que varia de aproximadamente 10°C (5Q°F) por ahora a aproximadamente 38°C (100°F) por hora se puede lograr permitiendo que la aleación a base de níquel se enfríe en el horno mientras que el horno se enfría a una temperatura deseada o después de que la energía al horno se desconecta (es decir, enfriamiento en horno de la aleación) . Alternativamente, aún cuando no limitativo en la presente, la aleación a base de níquel se puede enfriar más rápidamente, por ejemplo mediante enfriamiento con aire a temperatura ambiente y, luego subsecuentemente calentarse a la segunda temperatura de añejamiento. Sin embargo, si se emplea un régimen de enfriamiento más rápido, tiempos de añejamiento más prolongados se pueden requerir a fin de desarrollar la microestructura deseada.

La aleación a base de niquel se añeja a la segunda temperatura de añe amiento para formar precipitados secundarios de fase y' y de fase y" en la aleación a base de niquel. Los precipitados secundarios de fase y1 y de fase y " formados durante el segundo tratamiento de añe amiento son generalmente más finos que los precipitados primarios formados durante el primer tratamiento de añe amiento. Es decir, el tamaño de los precipitados formados durante el segundo tratamiento de añejamiento generalmente serán menores que el tamaño de los precipitados primarios formados durante el primer tratamiento de añejamiento. Aún cuando no significa estar limitados a ninguna teoría particular,. la formación de precipitados fase y' y precipitados fase y" que tienen una distribución de tamaños, en oposición a un tamaño de precipitado uniforme, se cree que mejora las propiedades mecánicas de la aleación a base de níquel . Además, de conformidad con la primera modalidad no limitativa, el segundo tratamiento de añejamiento puede comprender calentar la aleación a base de níquel a una segunda temperatura de añejamiento que varia de 621°C (1150°F) a 704°C (1300°F), y más específicamente puede comprender calentar la aleación a base de níquel a una segunda temperatura de añejamiento que varia de 621°C (1150°F) a 649°C (1200°F) durante cuando menos 8 horas.

Como se discutió anteriormente, después de tratar con calor la aleación a base de niquel de conformidad con la primsca modalidad, no limitativa de la presente invención, los precipitados de fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de niquel. Como s<a utiliza en la presente, la frase "precipitados de refuerzo predominantes" con respecto a precipitados de fase y' significa gue la aleación a base de niquel comprende cuando menos aproximadamente 20 por ciento en volumen de fase y' y no más de aproximadamente 5 por ciento en volumen de fase y". Además, después de tratamiento térmico, la aleación a base de niquel de conformidad con esta modalidad no limitativa comprende una cantidad de cuando menos un precipitado de limite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase «5 y precipitados fase ? y que tienen una morfología generalmente en forma de varilla, corta. En una segunda modalidad XIQ limitativa de la presente invención, la aleación a base de níquel se calienta a una temperatura de solución previa de alrededor de 815°C (15Q0°F) a 871°C (16QQ°F') durante un periodo da tiempo a fin de precipitar una cantidad controlada de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase d y precipitados fase r¡. Como se discutió arriba con respecto a la primera modalidad no limitativa, deseablemente, el cuando menos un precipitado tiene una morfología generalmente en forma de varilla, Gorta y está colocada en los límites de grano de la aleación. A continuación, la temperatura se aumenta a una temperatura de solución que varia de 94Q°C (1725°F) a aproximadamente 1010°C (1850°F), sin enfriamiento, y la aleación a base de níquel se trata con solución (es decir, la aleación se calienta directamente a la temperatura de solución) . La aleación a base de níquel se mantiene a la temperatura de solución durante un período de tiempo suficiente para disolver substancialmente todos los precipitados de fase y' y de fase y" como se discutió arriba. Por ejemplo, aún cuando no limitativo en la presente, la aleación a base de n quel se puede mantener a la temperatura de solución durante no más de 4 horas. En un ejemplo no limitativo, específico, de conformidad con la segunda modalidad no limitativa, la temperatura de solución varía de 954°C (1750°F) a aproximadamente 982°C (1800°F) y la aleación se mantiene a la temperatura de solución durante no más de 2 horas. h continuación, la aleación a base de níquel se puede enfriar a temperatura ambiente y añejar como se discutió arriba con respecto a la primera modalidad no limitativa de la presente invención. Una tercera modalidad no limitativa de la presente invención proporciona un método de tratar térmicamente una aleación a base de niquel tipo 718 que incluye tíasta 14 por ciento en peso de hiere©,, el método comprendiendo tratar con solución previa la aleación a base de niquel a una temperatura que varia de 815°C (1500°F) a 898°C (165Q°F) durante un tiempo que varía de 2 a 16 horas. Después del tratamiento con solución previa, la aleación a base de niquel se trata con solución durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 94Q°F (1725°F) a 1010°C (1850°F), y de preferencia durante no más de 2 horas a una temperatura de solución que varia de 954°C (1750°F) a 982°C (180G°F). A continuación, la aleación a base de niquel se puede enfriar a temperatura ambiente y añejar como se discute arriba con respecto a la primera modalidad no limitativa de la presente invención. Después de tratar térmicamente la aleación a base de niquel de conformidad con esta modalidad no limitativa de la presente invenciónf la aleación a base de níquel tiene deseablemente una microestructura que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde los precipitados de fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados fase ?, y el cuando menos un precipitado de límite de grano teniendo una morfología ole forma generalmente de varilla, corta. Una cuarta modalidad no limitativa de conformidad con la presente invención proporciona un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel,, la aleación a base de níquel comprendiendo, en por ciento en peso, hasta 01. De carbono, de 12 a 2Q de cromo, hasta 4 de raolibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 3 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0,4 a 1.4 de titanio, de 0,003 a 0.03 de fósforo, de 0,003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molibdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividida entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3, El método comprende tratar con solución la aleación a base de níquel calentando la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varia de 94Q°C (1725°F) a 1010°C (1850oF), y más particularmente comprende tratar con solución la aleación a base de níquel calentando la aleación a base de níquel durante no mas de 2 horas a una temperatura de solución que varía de 954°C (1750°F) a 982°C (1800°F) . El método comprende además enfriar la aleación a base de níquel después de tratar con solución a un primer régimen de enfriamiento, y añejar la aleación a base de níquel como se discutió arriba con respecto a la primera modalidad no limitativa de la presente invención. Después del tratamiento térmico, la aleación a base de níquel de conformidad con la cuarta modalidad no limitativa de la presente invención, la aleación- a base de níquel deseablemente tiene una microestructura que está predominantemente reforzada por precipitados fase y' y puede comprender una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que. consiste en precipitados fase d y precipitados fase r¡¡ el cuando menos un precipitado de límite de grano teniendo una morfología generalmente de forma de varilla, corta- Aún cuando no se requiere, el método de conformidad con la cuarta modalidad no limitativa de la presente invención puede comprender además tratar con solución previa la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (1650°F) durante un período de tiempo que varía de 2 a 16 horas antes de tratar con solución la aleación a base de níquel. Como se discutió previamente, tratando con solución previa la aleación a base de níquel, una cantidad controlada de cuando menos un precipitado de límite de grano se puede formar en la aleación. Consecuentemente, después de tratar térmicamente la aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel deseablemente tiene una microestructura que está principalmente reforzada por precipitados fase y' y comprende una cantidad de cuando menos un precipitado de limite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase d y precipitados fase //, en donde el cuando menos un precipitado de límite de grano tiene una morfología generalmente en forma de varilla, corta» Aún cuando no limitativo en la presente, después del tratamiento térmico la aleación a base de níquel de conformidad con las diversas modalidades no limitativas de la presente invención arriba descritas, la aleación a base de níquel puede tener una resistencia a la rotura a 704°C (130Q°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 300 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una sensibilidad a la muesca baja. Mu cuando no se requiere, después de tratar térmicamente la aleación puede tener un tamaño de grano de ASTM 5-8. Las aleaciones a base de níquel que tienen una microestructura deseada de conformidad con ciertas modalidades no limitativas de la presente invención se discutirán ahora. En una modalidad no limitativa de la presente invención, se proporciona una aleación a base de níquel que comprende una matriz que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y", en donde los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad controlado de cuando menos un precipitado de límite de grano, el cuando menos un precipitado de límite de grano siendo seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados de fase 77; y en donde la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 704°C (1300°F) de cuando menos 120 ksir un por ciento de alargamiento a 704°C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 300 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad a la muesca. De conformidad con esta modalidad no limitativa, la aleación a base de níquel puede ser una aleación a base de níquel de tipo 718. Por ejemplo, la aleación a base de níquel tipo 718 puede ser una aleación a base de níquel tipo 718 que comprende hasta 14 por ciento en peso de hierro. Además, la aleación a base de níquel tipo 718 puede ser una aleación a base de níquel que comprende, en por ciento en peso, hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0,4 a 1-4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde la suma del por ciento en peso de molibdeno y el por ciento ea peso de tungsteno es cuando ráenos 2 y no m s de 8, y en donde la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6 , una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0,8 a 1.3. La aleación a base de níquel de conformidad con esta modalidad no limitativa puede, ser una aleación a base de níquel fundida o forjada. Por ejemplo, aún cuando no limitativo en la presente, la aleación a base de níquel se puede fabricar fundiendo las materias primas que tienen la composición deseada en una operación de fusión por inducción de vacío (,VIM"), y subsecuentemente moldear el material fundido hacia un lingote, A continuación,, el material moldeado se puede refinar adicionalrnente fundiendo nuevamente el lingote. Por ejemplo, el material moldeado se puede fundir de nuevo a través de nueva fundición de arco de vacio ("VAR"), nueva fusión de electro-escoria (""ESR"), o una combinación de ESR y "VAR, todos los cuales son conocidos en el ramo. Alternativamente, otros métodos conocidos en el ramo para fundir y fundir nuevamente se pueden utilizar. Después de fundir, la aleación a base de níquel se puede tratar térmicamente para formar la microestructura deseada. Por ejemplo, aún cuando no limitativo en la presente, la aleación a base de níquel se puede tratar térmicamente de conformidad con los métodos de tratamiento térmico discutidos en las diversas modalidades no limitativas de la presente invención arriba discutidas para formar la microestructura deseada. Alternativamente, la aleación primero se puede forjar o trabajar en caliente o frío antes del tratamiento térmico. Una modalidad específica, no limitativa de una-aleación a base de níquel de conformidad con la presente invención proporciona una aleación a base de níquel tipo 718 que incluye asta 14 por ciento en peso de hierro y que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase d y precipitados fase ?, el cuando menos un precipitado de límite de grano teniendo una morfología generalmente en forma de varilla corta. De conformidad con esta modalidad no limitativa, la aleación a base de níquel se puede formar, por ejemplo, tratando con solución previa la aleación a base de níquel calentando la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (165Q°T) durante un tiempo que varia de 4 a 16 horas, tratar con solución la aleación a base de níquel calentando la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varia de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°?) enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427°C (800°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel, añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añe amiento calentando la aleación a base de níquel durante 2 a 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F}7 y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de arlej amiento calentando la aleación a base de níquel durante cuando menos 8 horas a la segunda temperatura de añej amiento, la segunda temperatura de añej amiento variando de 621°C (115Q°F) a 704°C (13GQ°F)« Las modalidades de la presente invención contemplan además artículos de fabricación hechos usando las aleaciones a base de níquel y métodos para tratar térmicamente aleaciones a base de níquel de la presente invención. Los ejemplos no limitativos de artículos de fabricación que se pueden hacer usando las aleaciones a base de níquel y métodos para tratar térmicamente las aleaciones a base de níquel de conformidad con las diversas modalidades de la presente invención incluyen, pero no están limitadas a, discos de turbina o compresora, cuchillas, cajas, flechas, y sujetadores. Por ejemplo, aún cuando no limitativo en la presente, una modalidad de la presente invención, proporciona un artículo de fabricación que comprende una aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprendiendo una matriz que comprende precipitados fase yT y precipitados fase y" , en donde los precipitados fase yr son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel, y una cantidad de cuando menos un precipitado de limite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados fase d y precipitados fase ?; y en donde la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 704°C (1300°F) de cuando menos 120 ksi, un por ciento de alargamiento a 704°C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 300 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad de muestra. Aún cuando no se requiere, la aleación a base de níquel puede tener un tamaño de grano de ASTM 5-8. Aún cuando no limitativo en la presente, los artículos de fabricación de conformidad con esta modalidad no limitativa de la presente invención se pueden formar, por ejemplo, formando una aleación a base de níquel fundida o forjada que tiene la composición deseada hacia la configuración, deseada, y luego subsecuentemente tratar térmicamente la aleación a base de níquel para formar la microestructura deseada arriba discutida. Más particularmente, aú cuando no limitativo en ia presente? de conformidad con ciertas modalidades de la presente invención los artículos de fabricación se pueden formar de aleaciones a base de níquel tipo 718 fundido o forjado, y más particularmente aleaciones a base de níquel tipo 718 que incluyen hasta 14 por ciento en peso de hierro. En una modalidad específica no limitativa de la presente invención, el artículo de fabricación se forma de una aleación a base de níquel que comprende, en por ciento en peso, hasta Q.l de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molxbdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a po ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3. Diversas modalidades no limitativas de la presente invención se ilustraran ahora en los siguientes ejemplos no limitativos. EJEMPLOS Ejemplo 1 Una aleación a base de níquel tipo 718 se preparó por fusión utilizando una operación VIM y subsecuentemente se moldeó hacia, un lingote. A continuación, el material moldeado se fundió nuevamente usando VAR. El material moldeado luego se forjó hacia un tocho redondo de 2O»32 cm (8") y se cortaron muestras de prueba del tocho. La aleación tuvo un tamaño de grano que varía de ASTM 6 a ASTM 8, con un tamaño de grano promedio de ASTM 7, como se determina de conformidad con ASTM E 112. La composición de la aleación se proporciona abajo. Elemento Bor, Ciento en Peso c 0.028 w 1.04 Co 9,17 Nb 5.50 Al 1.47 Q.005 Cr 17.46 Fe 9.70 Ti 0.71 P 0.014 Ni + elementos residuales Resto Las muestras de prueba luego se dividieron en grupos de muestra y los grupos de muestra se sometieron al tratamiento con solución previa indicado abajo en el Cuadro 1 Cuadro 1 Grupo de Muestra Tratamiento de Solución Previa 1 Ninguno 2 843°C (1550°F) durante 8 Horas 3 871°C (1600°F) durante 8 Horas 4 Q98°C (1650°F) durante 8 Horas Después del tratamiento con solución previa, cada uno de los grupos de muestra se trataron con solución a 954°C (175Q°F) durante 1 hora, se enfriaron con aire, se añejaron durante 2 horas a 787°C (1450°F), se enfriaron en horno, se añejaron durante 8 horas a 649°C (1200°F), y se enfriaron en aire a temperatura ambiente. Después del tratamiento térmico, se realizaron las siguientes pruebas. Cuando menos 2 muestras de cada grupo de muestra se sometieron a prueba de tensión a 7Q4°C (1300°F) de conformidad con ASTM E21 y la resistencia a la tensión, resistencia a la ruptura, por ciento de alargamiento y por ciento de reducción en área para cada muestra se determinaron. Cuando menos 2 muestras de cada grupo de muestra se sometieron a prueba de vida de esfuerzo-ruptura a 704°C (1300°F) y 80 ksi de conformidad con ASTM 292 y la vida de esfuerzo-ruptura y por ciento d alargamiento a la ruptura de cada muestra se determinaron. Cuando menos 2 muestras de cada grupo se sometieron a prueba Charpy a temperatura ambiente de conformidad con ASTM E262 y la resistencia al impacto y expansión lateral ("LE") de cada muestra se determinaron. Los resultados de las pruebas antes mencionados se indican abajo en el Cuadro 2, en donde el valor mostrado es el valor promedio y las muestras probadas de cada grupo de muestra. Cuadro 2 Grupo Resis- Resis Por Por Vida de Por Resis LE a de tencia tencia Ciento Cien Esfuer- Ciento tencia Temp Mués- a la a la de to zo-rup- de al Im- Am-tra tensión Ruptu- Alarga. Reduc tura Alarga, pacto bien, a 704°C tura a miento ción a 704° miento a Tem- te (ksi) 7D4°C a 704° en C la Rug peratu mils (ksi) C Área (hora) tura a ra Am- A 704°C 7Q4°C faiente (Julio) 1 170.3 145.7 19.3 18.1 433.1 35.4 13.5 8.5 2 172,3 149.2 28.9 52.3 581.4 29.4 33.5 19. Q 3 169.3 143.9 17.7 23.9 NR* NR NR NR 4 162.5 124.9 18.2 17.4 403.7 59.6 25.5 14.5 *NR = Ninguna prueba realizada Como se puede ver del Cuadro 2, las muestras que se trataron con solución previa a 843°C (1550°F) durante 8 horas (es decir. Grupo de Muestra 2) tuvieron mejor resistencia a la tensión, resistencia a la rotura, alargamiento y reducción en área, significativamente mejor vida de esfuerzo-ruptura y resistencia al impacto que las muestras que no se trataron con solución previa (es decir, G u o de. Muestra 1)/ asi como aquellas que se trataron con solución previa a 871°C (1600°F) y 898°C (1650°F) durante 8 horas (es decir, Grupos de Muestra 3 y 4). Además, las propiedades de las muestras del Grupo de Muestra 4 fueron ligeramente inferiores para las muestras que no se trataron con solución previa, pero todavía se consideraron aceptables . Como se discutió anteriormente, tratar con solución previa aleaciones a base de níquel forjadas a una temperatura que varia de 843°C (155Q°F) a 871°C (16QQ°F) pueden resultar en la precipitación ventajosa de cuando menos una fase de límite de grano. Además, como se discutió anteriormente, la fase de límite de grano, cuando está presente en la cantidad y forma deseadas, se cree que refuerzan los límites de grano de la aleación a base de níquel y de esta, m ne ocasionan una mejora en las propiedades de temperatura elevada de las aleaciones.

Ejemplo 2 Las muestras de prueba se prepararon como se discute arriba en el Ejemplo 1. Las muestras de prueba luego se dividieron en grupos de muestra y los grupos de muestra se sometieron a los tratamientos con solución y añejamiento indicados abajo en el Cuadro 3, Cuadro 3 Grupo de Tratamiento con Tratamiento de Tratamiento de Muestra Solución Primer Añeja— Segundo Añéjamiento miento 5 954°C (1750°F) 718°C (1325°F) 621°C (1150°F) durante 1 hora durante 8 horas durante 8 horas 6 954°C (1750°F) 787°C (1450°F) 649°C (1200°F) durante 1 hora durante 2 horas durante 8 horas 7 982°C (1800°F) 718°C (1325°F) 621°C (1150°F) durante 1 hora durante 8 horas durante 8 horas 8 982°C (1800°F) 787°C (1450°F) 649°C (1200°F) durante 1 hora. durante 2 horas durante 8 horas Entre el tratamiento con solución y el primer tratamiento de añe amiento, las muestras se enfriaron al aire, mientras un régimen de enfriamiento de aproximadamente 38°C (100°F) por hora (es decir, enfriamiento en horno) se empleó entre el primero y segundo atamientos de añejamiento. Después del segundo tratamiento de añej amiento, las muestras se enfriaron a temperatura ambiente mediante enfriamiento por aire. Después de tratar térmicamente, las muestras de cada grupo se probaron como se describe arriba en el Ejemplo 1, excepto que en lugar de pruebas Charpy a temperatura ambiente conducidas arriba en el Ejemplo 1, las muestras de los Grupos de Muestra 5-8 se sometieron a prueba de resistencia a la tensión adicional a temperatura ambiente (v,Trrr) . Los resultados de estas pruebas se proporcionan abajo en el Cuadro 4, en donde los valores mostrados son valores promedio para las muestras probadas . Cuadro 4 Gru UTS a YS a % EL % RA UTS a YS a % EL % RA Vida % EL po Tm Tm a Tm a Tm 704°C 704°C a a Es- a Rup-de (ksi) (ksi) (ksi) 704° 704° fuer tura- Mués. C C zo- a 704 tra RupC tura a 704 °C 5 205.9 158.9 25.5 38.2 164.1 135.1 16.3 17.8 386.2 36.4 6 218.8 174.7 21.9 35.7 170.3 145.7 19.3 18.1 433.1 35.4 7 205,1 155.6 27,4 44.8 147,6 114,7 14,4 21,0 330 49.0 8 205.3 149.9 27.8 44.0 160.7 125.2 12.4 14.1 1.3 * * Rotura de Muesca Observada Como se puede ver de los resultados del Cuadro 4, las muestras de prueba de los Grupos de Muestra 5, y y 8 tuvieron resistencias a la rotura de cuando menos aproximadamente 120 ksi a 704°C (1300°F) , y por ciento de alargamientos de cuando menos alrededor de 12 por ciento a 704°C (1300°F) . Además, los Grupos de Muestra 5-7 también tuvieron vidas de esfuerzo-ruptura a 704°C (1300°F) y 80 ksi de cuando menos alrededor de 300 horas y baja sensibilidad de muesca. Entre los dos grupos de muestra que se trataron con solución a 954°C (175Q°F) (es decir., el Grupo de Muestra 5 y Grupo de Muestra 6) , la resistencia a la tensión y rotura, tanto a temperatura ambiente como a 704°C (130Q°F), la ductilidad a temperatura elevada y la vida de esfuerzo-ruptura del Grupo de Muestra 6 de las muestras de prueba se mejoraron generalmente en comparación con las muestras del Grupo de Muestra 5, Aún cuando no se intenta ser limitativo en la presente, esto se cree que es atribuible a las temperaturas de añe amiento superiores usadas en el añejamiento de las muestras del Grupo de Muestra 6. Como se indica adicionalmente en el Cuadro 4, roturas de muesca se observaron en el Grupo de Muestra 8, Sin embargo, como se indica en el Cuadro 5, cuando la prueba de esfuerzo-ruptura se repitió en muestras de tocho forjado redondas de 10,16 era (4") que se trataron térmicamente de una manera similar a las muestras del Grupo de Muestra 8, no se observaron roturas de muesca. Aún cuando la prueba de repetición se realizó en muestras de tocho forjado redondo de 10.16 cm (4") en oposición a las muestras de tocho forjado redondas de 20.32 cm (8"), la ausencia de rotura de muesca no se cree que sea atribuible al tamaño diferente de la muestra. Consecuentemente, los tratamientos térmicos tal como el usado para tratar térmicamente el grupo de Muestra 8 se cree que son apropiados al desarrollar aleaciones a base de aiquel que tienen las propiedades de esfuerzo-ruptura deseables. Cuadro 5 Trata- Primer Tra- Segundo Tra- Vida de Es- EL% a RUÉ miento tamiento de tatamiento de fuerzo-rup- tura a Con So añejamiento añejamiento tura a 704° 704°C lución* ** *** C y 80 ksi 954°C 787°C (1450° 649°C (1200° 558,4 27,6 (1750°F) F) durante F) durante Durante 2 horas 8 horas 1 hora 982°C 787°C (1450° 649°C (12QQ° 525,5 32,2 (1800°F) F) durante F) durante Durante 2 Horas 8 Horas 1 Hora * Entre tratamiento con solución y el primer tratamiento de añejamiento, las muestras se enfriaron en aire. ** Entre el primero y segundo tratamientos de añejamiento,. las muestras se enfriaron en horno a un régimen de aproximadamente 38°C (100°F) por hora *** Después del segundo tratamiento de añejamiento, las muestras se enfriaron a temperatura ambiente mediante enf iamiento con aire . Ejemplo 3 Las muestras de prueba se prepararon como se discute arriba en el Ejemplo 1. Las muestras de prueba luego se dividieron en grupos de muestra y los grupos de muestra se trataron luego con solución a 954°C (1750°F) durante los tiempos indicados abajo para cada grupo de muestra en el Cuadro 6. Después de tratamiento con solución,, cada una de las muestras se prueba se enfrió en aire a temperatura ambiente, y subsecuentemente se añejó a 787°C (1450°F) durante 2 horas, se enfrió en horno a 649°C (12Q0°F) , y se añejó durante 8 horas aat.es de enfriarse con aire a temperatura ambiente. Cuadro 6 Grupo de Muestra Tiempo de Tratamiento con Solución 9 1 Hora 10 3 Horas 11 4 Horas Después de tratar térmicamente, las muestras de cada grupo de muestra se probaron como se describe arriba en el Ejemplo 1, excepto que La prueba de impacto Gtiarpy no se condujo en las muestras de prueba. Los resultados de estas pruebas se proporcionan abajo en el Cuadro 7, en donde los valores mencionados son valores promedio para las muestras probadas . Cuadro 7 Grupo Resisten- Resisten, Por Cien Por Cien Vida de Por de cia a la cia a la to de to de Re Esfuer- Ciento Mués- Tensión Rotura a Alarga— ducción zo-Rup- de Alar tra a 704°C 704°C miento a en Área tura a gamien- (ksi) (ksi) 704°C a 704°C 704°C to a la (Horas Ruptura a 704°C 9 170.3 145.7 19.3 18.1 433.1 35.4 10 162.5 132.6 27.8 33.8 190.4 32.8 11 162.6 136.7 25.8 30.6 185.1 47.5 Como se puede ver de los datos en el cuadro 7. mientras que solamente el Grupo de Muestra 9 tuvo una vida de esfuerzo-ruptura de cuando menos 300 horas a 704°C (13Q0°F) y 8Q ksi} ¡ todas las muestras tuvieron resistencias a la rotura a 704°C (1300°F) de cuando menos 120 ksi y por ciento de alargamientos a 704°C (1300°F) de guando menos 12 por ciento. Aún cuando las propiedades de esfuerzo-ruptura de los Grupos de Muestra 10 y 11 son inferiores que aquellos del Grupo 9 de Muestra, se cree que los tiempos de tratamiento con solución mayores de 2 horas pueden, sin embargo, ser útiles en ciertas aplicaciones. Además, como se discutió previamente, cuando muestras de tamaño mayor Q piezas de trabajo se tratan térmicamente, los tiempos de solución mayores a 2 horas se pueden requerir a fin de disolver substancialmente todos los precipitados fase y' y y"< Ejemplo 4 Se prepararon muestras de prueba de un tocho reforjado cuadrado, de esquinas redondas, de 10,16 cm (4") de diámetro, que tiene un tamaño de grano que varia de ASTM 4.5 a ASTM 5.5, con un tamaño de grano promedio de ASTM 5, como se dete mina de conformidad coa ASTM E 112. Las muestras de prueba luego se dividieron en grupos de muestra y los grupos de muestra se trataron con solución a 954°C (1750°F) durante 1 hora y se enfriaron a temperatura ambiente a los regímenes de enfriamiento indicados abajo para cada grupo de muestra en el Cuadro 8. Después de enfriar a temperatura ambiente, las muestras se añejaron a 787°G (145Q°F) durante 2 tíocas, se enfriaron en horno a 649°F (1200°F), y se añejaron durante 8 horas antes de enfriarse con aire a temperatura ambiente. Cuadro 8 Grupo de Muestra Régimen de Enfriamiento Después de Tratamiento con Solución 12 alrededor de 12,481°C (22,50Q°F/ Hora (Enfriamiento con Aire) 13 538°C (1000°F)/Hora 14 204°C (4QQ°F) /Hora Después del tratamiento térmico, las muestras de cada grupo de muestras se probaron como se describe arriba en el Ejemplo 3. Los resultados de estas pruebas se proporcionan abajo en el Cuadro 9. en donde los valores mencionados son valores promedio para las muestras probadas Cuadro 9 Grupo Resisten- Resisten- Por Cien- Por Cien- Vida Por Cien, de cia a la cia a la to de to de Re- Es- to de Mu s- tensión a ruptura a Alarga- ducción fuer- Alarga-tra 704°C 704°C miento a en Área zo-Ru¿ miento (ksi) (ksi) 704°C a 704°C tura a a 704°C 704°C (Horas) 12 154.7 127.2 22.6 28.1 315.5 35.4 13 155.0 122.9 34.0 54.9 591.4 40.3 14 144,8 110.0 38.3 75.5 363.5 26,3 Como se puede ver de los datos en el Cuadro 9, cuando el régimen de enfriamiento después de tratamiento con solución fue bajo (v.gr,.. 2Q4°G (400°F) por hora para el Grupo de Muestra 14), las resistencias a la rotura menos de 120 ksi a 704°C (1300°F) se lograron. A regímenes de enfriamiento superiores (v.gr., 538°C (1000°F) por hora para el Grupo de Muestra 13 y 12/481°C (22,500°F) por hora para el grupo de muestra 14), las resistencias a la rotura de cuando menos 12Q ksi a 7Q4°C (13QQ°F) se observaron. Sin embargo el por ciento de alargamientos a 704°F (1300°F) de cuando menos 12 por ciento y vidas de esfuerzo-ruptura de cuando menos 3Q0 horas a 7Q4°C (130Q°F) y 80 ksi se observaron para todas las muestras. Ejemplo 5 ge prepararon muestras de prueba como se discute arriba en el ejemplo 1. A continuación, las muestras de prueba se dividieron en Grupos de Muestra 15-21. Las muestras se trataron con solución a 954°C (1750°F) durante 1 hora. Después del tratamiento con solución, las muestras se enfriaron a temperatura ambiente a un régimen de aproximadamente 12, 81°G (22f5QQ°F) por hora (enfriamiento de aire) antes de añejar como se indica en el Cuadro 10.

Después del primer tratamiento de añej miento, todas las muestras se enfriaron en horno a la segunda temperatura de añej miento, resultando en. un régimen de enfriamiento promedio de aproximadamente 10°C (50°F) a aproximadamente 38 °C (100°F) por hora. Además, después de que el segundo tratamiento de anegamiento se completó, las muestras se enfriaron en aire a temperatura ambiente. Cuadro 10 Primer Tratamiento de Segundo Tratamiento de Añe amiento Añejamiento Grupo de Temperatura Tiempo de Temperatura Tiempo de Muestra # de Añe a- Añejamien de Añeja- Añemamien Miento (°C) ta (Horas) miento (°C) ta (Horas) 15 740 (1365°F) 8 621 (1150°F) 8 16 740 (1365°F) 8 649 (1200°F) 8 17 760 (1400°F) 8 621 (115Q°F) 8 18 760 (1400°F) 8 649 (1200°F) 8 19 787 (1450°F) 8 649 (1200°F) 8 2Q 787 (145Q°F) 2 621 (1150°F) 8 21 787 (1450°F) 2 649 (1200°F) 8 Después de tratar térmicamente, cuando menos 2 muestras de cada grupo de muestra se probaron como se describe arriba en el Ejemplo 3. Los resultados de estas pruebas se proporcionan abajo en el Cuadro 11, en donde los valores mencionados son valores promedio para las muestras tratadas .

Cuadro 11 Grupo Resisten- Resisten- Por Cien Por Cien Vida de Por de cia a la cía a la to de to de Re Esfuer- Ciento Mués- Tensión a Ruptura a Alarga— ducción zo-Rup- de tra 704°C 704°C miento a en Área tura a Alarga. (ksi) (ksi) 704°C a 704°C 704°C miento (Horas ) a 704°C 15 165,4 138.8 19.1 20,6 342.5 30,6 16 165.6 135.5 18.9 24.5 349.0 37.5 17 169.5 141.0 16.3 21.8 311.5 36.5 18 152,2 123,6 16.6 19,8 313,7 47,0 19 165.2 141.2 30.5 48.7 312.5 34.5 20 165.7 135.2 16.9 18.6 361.3 32.7 21 170,3 145,7 19.3 18.1 433,1 35,4 La estabilidad térmica de las propiedades mecánicas a temperaturas elevadas de las muestras de prueba también se probaron exponiendo cuando menos 2 muestras de cada grupo de muestra a 760°C (1400°F) durante 100 horas antes de probar como se indica arriba. Los resultados de estas pruebas se proporcionan en el Cuadro 12 abajo. Cuadro 12 Grupo ResistenResisten - Por Cien Por Cien Vida de Por de cia a la cia a la to de to de Re EsfuerCiento MuesTensión a Ruptu a a Alarg — ducción zo-Rupde Alar: tra 704°C* 704°C* miento a en Área tura a gamien- (ksi) (ksi) 704°C* a 704°C* 704°C* to a la (Horas ) Ruptura a 704°C 15 161.4 134.3 28.1 32.3 452.5 21.9 16 163.3 131.2 18.8 17.5 382.1 40.8 17 154,3 127.9 38,0 70, Q 367,0 34.6 18 153.3 125.3 34.9 46.2 418.1 33.7 19 157.5 131.0 40.2 60.3 276.8 33.0 20 150.9 132.6 35.5 50,9 507.2 31,8 21 161.7 138.1 33.2 49.1 517.1 42.8 * Expuesto a 760°C (1400°C) durante 100 horas antes de probar. Como se puede ver de los datos de los Cuadros 11 y 12, las muestras añejadas a una primera temperatura de afie amiento de aproximadamente 787°C (1450°F) durante 2 horas y una segunda temperatura de añe amiento de aproximadamente 649°C (1200°F) durante 8 horas (es decir. Grupo de. Muestra 21) tuvo la combinación más elevada de resistencias finales a la tensión y rotura a 704°C (1300°F) y la vida de esfuerzo-ruptura más elevada. Después de exposición- térmica a 760°G (14QQ°F) (Cuadro 12.1), las muestras del Grupo de Muestra 21 tuvo la resistencia a la rotura y vida de esfuerzo-ruptura más elevadas a 704°C (130Q°F) « Estos resultados fueron seguidos estrechamente por las muestras de los Grupos 15, 16 y 20. Además, se puede ver que la ductilidad de las aleaciones se mejoró después de exposición térmica de término prolongado. Aún cuando se significa estar ligado a ninguna teoría particular, se cree que debido a que las m estras son se trataron coa solución previa y el régimen, de enfriamiento empleado al enfriar las muestras de la temperatura de solución fue elevado (aproximadamente 12,481°C (22, 500°F) /hora) , la formación de los precipitados de fase d/? de limite de grano deseables, como se discutió previamente con detalle, no se logró hasta después de la exposición térmica. Se debe entender que la presente descripción ilustra aspectos de la invención relevantes para un entendimiento claro de la invención. Ciertos aspectos de la invención que serian aparentes a aquellos de experiencia ordinaria en el ramo y que, por lo tanto, no facilitarían un mejor entendimiento de la invención no se han presentado a fin de simplificar la presente descripción. Aún cuando la presente invención se ha descrito con relación a ciertas modalidades, la presente invención no está limitada a las modalidades particulares descritas, sino que se pretende cubrir las modificaciones que estén dentro del espíritu y alcance de la invención, como se define por las e.ivindicaciones anexas .

Claims

REIVINDICACIONES 1.- Un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel tipo 718, que comprende: tratar con solución previa la aleación a base de níquel en donde una cantidad de cuando menos un precipitado de limite de grano seleccionado del grupo que consiste en precipitados de fase d y precipitados de fase ? se forma dentro de la aleación a base de níquel, el cuando menos un precipitado de límite de grano teniendo una morfología generalmente en forma de varilla, corta; tratar con solución la aleación a base de níquel en donde substancialmente todos los precipitados fase y' y los precipitados fase y" en la aleación a base de níquel se disuelvan mientras que cuando menos una porción de la cantidad del cuando menos un precipitado de límite de grano se retiene; enfriar la aleación a base de níquel después de tratar por. solución la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento suficiente para suprimir la formación de precipitados de fase y' y fase y" en la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añe amiento en donde los precipitados primarios de fase yr y fase y" se forman en la aleación a base de níquel; y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añe amiento en donde se forman precipitados de fase y' y fase y" en la aleación a base de niquela los precipitados secundarios siendo más finos que los precipitados primarios; en donde después de tratar térmicamente la aleación a base de níquel tiene una matriz que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y"¡ en donde los precipitados de fas© y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel,, y una cantidad de precipitados de límite de grano suficiente para sujetar la mayoría de los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo de precipitados fase o, precipitados fase ?, y mezclas de los mismos, y que tienen morfologías generalmente en forma de varilla? corta, 2.- El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde la aleación a base de níquel comprende, en por ciento en peso, hasta 0,1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2,6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.0C3 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde la suma de por ciento en peso de molibdeno y por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8. y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5. y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3. 3. - El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde tratar con solución previa la aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (15QQ°F) a 898°C (1650°F) durante un tiempo que varía de 2 horas a 26 horas. 4. - El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde tratar con solución previa la-aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 8 3°C (1550°F) a 871°C (16QQ°F) durante un tiempo que varía de 2 horas a 16 horas. 5. - El método de conformidad con la reivindicación X, en donde tratar con solución la aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 940°C (1725°F) a 1Q10°C (185Q°F) por no más de 4 tíoras . 6. - El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde tratar con solución la aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel a ima temperatura que varía de 954°C (175G°F) a 1010°C (1850°F) durante no más de 2 horas. 7.- El método de conformidad con la reivindicación. 1, ea donde el primer régimen de enfriamiento es cuando menos 427°C (800°F) por hora. 8. - El método de conformidad con la reivindicación lf en donde enfriar la aleación a base de níquel después de tratar con solución comprende enfriar la aleación a base de níquel a 538°C (1000°F) o menos. 9.- El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde el primer tratamiento de añej amiento comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F) durante un tiempo que varía de 2 horas a 8 horas. 10. - El método de conformidad con la reivindicación L, en donde el primer tratamiento de añe amiento comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 740°C (1365°F) a 787°C (145G°F) durante un tiempo que. varia de 2 a 8 horas. 11. - El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde el segundo tratamiento de añej amiento comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 621°C (1150°F) a 704°C (1300°F) durante cuando menos 8 horas. 12.- El método de conformidad con la reivindicación 1? en donde el segundo tratamiento de añejamiento comprende calentar la aleación a base de níquel a una temperatura que varia de 621°C (1150°F) a 649°C (12_QQ°F) durante cuando menos 8 tiocas» 13. - El método de conformidad con la reivindicación 1, en donde después de tratar térmicamente la aleación a base de níquel,-. La aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 704°C (1300°F) de cuando menos 120 ksi, un por ciento de alargamiento a 704°C (130Q°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 300 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad a muesca, 14. - El método de conformidad con la reivindicación 1, que comprende además enfriar la aleación a basa de. níquel a 538°C (1000°F) o menos después de tratar con solución previa y antes de tratar con solución la aleación a base de níquel. 15.- El método de conformidad con la reivindicación 1, que comprende además enfriar la aleación a base de níquel después del primer tratamiento de añejamiento a una, segunda temperatura de añe amiento a un régimen de enfriamiento que varía de 10°C (50°F) por hora a 38°C (100°F) por hora, 16. - Un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel tipo 718* la aleación a base de níquel que incluye hasta 14 por ciento en peso de hierro, el método comprendiendo: tratar con ee.solución La aleación a base de. níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (1S50°F) durante un tiempo que varia de 2 a 16 horas; tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°F) ; enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427°C (800°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añej amiento de no más de 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F); y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añej amiento durante cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de ale miento, la segunda temperatura de añej amiento variando de 621°C (1150°F) a 704°C (1300°F) . 17, - El método de conformidad. con la reivindicación 16, en donde la aleación a base de níquel incluye además hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 6 a 12 de cobalto, de 4 a 8 de niobio, de. Q.6 a 2.6 de. aluminio, de. 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de raolibdeaQ y eL or ciento en peso de. tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de. titanio e.a de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos

1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de. titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3. 18. - El método de conformidad con la reivindicación 16, en donde tratar con solución previa la aleación a base de niguel, la aleación a base de níquel se enfría a 538°C (1000°F) o menos antes de tratar con solución la aleación a base de niquela 19. - El método de conformidad con la reivindicación 16, en donde después de tratar con solución previa la aleación a baae de. níquel la aleación a base de níquel se calienta directamente a la temperatura de solución. 20. - El método de conformidad con la reivindicación 16, en donde tratar con solución la aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel durante no más de 2 horas a una temperatura de solución que vacia de 954°C (1750°F) a 982°C (1800°E) . 21. - El método de conformidad con la reivindicación 16, en donde el primer tratamiento de añ amiento compeeade calentar la aleación a base ole níquel durante 2 a 8 horas a una temperatura que varía de 740°C (1365°F) a aproximadamente 787°C (1450°F) . 2

2.- El método de conformidad, con la reivindicación 16, en donde después de tratar térmicamente, la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 7Q4°C (13Q0°F) de cuando menos 120 ksi, un por ciento de alargamiento a 704°C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando meaos 300 horas como se mide a 704°c (130Q°F} y 8Q ksi, y una baja sensibilidad de muesca. 2

3. - El método de conformidad con la reivindicación 16? en donde después de tratar térmicamente la aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprende: precipitados fase y' y precipitados fase y" en donde los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel; y una cantidad de precipitados de límite de grano suficiente para sujetar la mayoría de los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo que consiste de precipitados fase d precipitados fase- rf, y mezclas de- los mismos, y que- tienen morfologías generalmente en forma de varilla, cortas. 2

4.- Un método para tratar térmicamente una aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprendiendo, en por ciento en peso, hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0,6 a 2.6 de aluminio, de 0,4 a 1,4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma de por ciento en peso de molibdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividida entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3, el método comprendiendo: tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°F); enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enf iamiento después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la base de níquel con solución en un Kim.eE tratamiento de. añejamiento durante no más. de 8 horas a una temperatura que varía de 740°C (1365°F) a 787°C (1450°F) ; y añejar la aleación a base, ole níquel, en. un segunda tratamiento de añe amiento durante cuando menos 8 horas a una segunda temperatura de añej amiento, la segunda temperatura de añe amiento variando de 621°C (115Q°F) a 704°C (1300°F) . 2

5. - El método de conformidad con la reivindicación 24,, en donde tratar con solución la aleación a base de níquel comprende calentar la aleación a base de níquel durante no más de 2 horas a una temperatura de solución que. varía de 954°C (175Q°F) a 982°C (L800°E) . 2

6. - El método de conformidad con la reivindicación 24, en donde el primer régimen de enfriamiento es cuando menos 427°G (8QQ°E) por hora* 2

7. - El método de conformidad con la reivindicación 24, en donde el añejamiento de la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añejamiento comprende calentar la aleación a base de níquel a una segunda temperatura de añejamiento que varía de 621°C (il5Q°F) a 649°C (12QQ°E) . 2

8. - El método de conformidad con la reivindicación 24, en donde después de tratar térmicamente, la aleación a base de níquel tiene una resistencia a la rotura a 7Q4°C (1300°F) de cuando meaos 12Q ksi, ua por ciento de alargamiento a 704°C (1300°F) de cuando menos 12 por ciento, una -vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos, 3QQ horas como se mide a 704°C (13QQ°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad a la muesca. 2

9.- El método de conformidad con la reivindicación 24 f que comprende además tratar con solución previa la aleación a base de níquel a una temperatura que varía de 815°C (1500°F) a 898°C (1650°F) durante un período de tiempo que varía de 2 a 16 horas antes de tratar con solución la aleación a base de níquel. 30. - El método de conformidad con la reivindicación 29, en donde después de tratar térmicamente la' aleación a base de níquel, la aleación a base de níquel comprende : precipitados fase y1 y precipitados fase y"r en donde los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominante en la aleación a base de níquel; y u cantidad de precipitados de limite de grano suficiente para sujetar la mayoría de los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo que consiste en precipitados fase d precipitados fase ?, y mezclas de los mismos, y que tienen morfologías generalmente en forma de varilla, corta. 31.- Una aleación a base de níquel de tipo 718 que. comprende i una matriz que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde los precipitados fase y ' son precipitados de refuerzo predominante en la aleación a base de níquel; y una cantidad de precipitados de límite de grano suficiente para sujetar la mayoría de. los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo que consiste en precipitados fase d precipitados fase r¡, y mezclas de los mismos, y que tienen morfologías generalmente en forma de varilla, corta; y en donde la aleación a base de níquel incluye, en por ciento en peso, hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molí deno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo,, de 0,003 a 0-015 de boro, y níquel; en ' donde una suma del por ciento en peso de molíbdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1,5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio divida entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 13, en donde la aleación a base, de níquel Incluye-. 32.- Una aleación a base de níquel tipo 718 térmicamente tratada que incluye hasra 14 por ciento en peso. de. uierro y que comprende, una matriz, que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel^ y una cantidad de precipitados de límite de grano suficiente para sujetar la mayoría de los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo que consiste de precipitados fase d,- precipitados fase ?? y mezclas de los mismos, y que tienen morfologías generalmente en forma de varilla, corta, en donde la aleación a base de níquel se trata térmicamente: tratando con solución previa la aleación a base de níquel a una temperatura que. varia de 815°C (15QQ°F) a 898°C (1650° F) , durante un tiempo que varía de 2 a 16 horas; tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varía de 940°C (1725°F) a 1010°C (1850°F), enfriar la aleación, a base de. níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427°C (800°F) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel; añejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de añejaraiento durante 2 horas a 8 horas a una temperatnra que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F; y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añejamiento durante cuando menos 8 horas a xma segunda "tempera-tura de a e amiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (U5Q°F) a 704°C (1300°F) . 33.- Un artículo de fabricación que comprende una aleación a base de níquel tipo 718,-, la aleación a base de níquel comprendiendo: una matriz que comprende precipitados fase y' y precipitados fase y" , en donde- los precipitados fase y' son precipitados de refuerzo predominantes en la aleación a base de níquel; y una cantidad de precipitados de límite de grano suficiente para sujetar la mayoría de los límites de grano en la matriz, los precipitados de límite de grano siendo seleccionados del grupo que consiste en precipitados de fase Si precipitados fase ? , y mezclas de los mismos, y que tiene morfologías generalmente en forma de varilla, corta; y en donde la aleación a base de níquel incluye, en por ciento en peso, hasta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de -molibdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobaltof tíasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de 0.003 a 0.03 de fósforo, de 0.003 a 0.015 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molibdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6? una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos 1.5, y la suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividido entre el por ciento atómico de niobio es de 0.8 a 1.3. 34.- El articulo de fabricación de conformidad con la reivindicación 33. en donde el artículo de fabricación se selecciona del grupo que consiste en un disco de turbina o compresora* una cuchilla, una caja, una flecha, y un sujetador. 35. - Un método para formar un artículo de fabricación que comprende una aleación a base de níquel de tipo 7618 que incluye hasta 14 por ciento en peso de hierro, el método comprendiendo: formar la, aleación a base de níquel hacia una-configuración deseada; y tratar térmicamente la aleación a base de níquel, en donde tratar térmicamente la aleación a base de níquel comprende.: tratar con solución previa la aleación a base de níquel a ri a temperatura que "varía de 815°C (1500°F) a 898°C (L650°F) durante, un tiempo que varía de Z a 16 horas; tratar con solución la aleación a base de níquel durante no más de 4 horas a una temperatura de solución que varia de 94Q°C (1725°F) a L010°C (185Q°F) enfriar la aleación a base de níquel a un primer régimen de enfriamiento de cuando menos 427 °C (800°P) por hora después de tratar con solución la aleación a base de níquel; anejar la aleación a base de níquel en un primer tratamiento de. añej amiento durante 2 horas a 8 horas a una temperatura que varía de 718°C (1325°F) a 787°C (1450°F) ; y añejar la aleación a base de níquel en un segundo tratamiento de añe miento durante cuando menos. 8 ñoras a una segunda temperatura de añej amiento, la segunda temperatura de añejamiento variando de 621°C (1150°F) a 704°C U3QQ°F) * 36.- El método de conformidad con la reivindicación 35, en donde la aleación a base de níquel comprende, en por ciento en peso, ha,sta 0.1 de carbono, de 12 a 20 de cromo, hasta 4 de molíbdeno, hasta 6 de tungsteno, de 5 a 12 de cobalto, hasta 14 de hierro, de 4 a 8 de niobio, de 0.6 a 2.6 de aluminio, de 0.4 a 1.4 de titanio, de Q.QQ3 a Q,Q3 de fósforo, de Q.QQ3 a 0.Q15 de boro, y níquel; en donde una suma del por ciento en peso de molibdeno y el por ciento en peso de tungsteno es cuando menos 2 y no más de 8, y en donde una suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio es de 2 a 6, una relación de por ciento atómico de aluminio a por ciento atómico de titanio es cuando menos. 1 = 5, y La suma de por ciento atómico de aluminio y por ciento atómico de titanio dividida entre el por ciento atómico de niobio es de 0,8 a 1=3, 37. - La aleación a base de níquel de conformidad con la reivindicación 31, en donde la aleación a base de níquel tiene una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 400 horas como se mide a 704°C (1300°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad de muesca. 38. - La aleación a base de níquel de conformidad con la reivindicación 32, en donde la aleación a base de níquel tiene una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 400 horas como se mide a 704°C (13QQ°F) y 80 ksi, y una baja sensibilidad de muesca. 39. - La aleación a base de níquel de conformidad con la reivindicación 35, en donde la aleación a base de níquel tiene una vida de esfuerzo-ruptura con muesca de cuando menos 400 horas como se mide a 704°c y 80 ksi y una baja sensibilidad de muesca. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Modalidades de la presente invención se relacionan con aleaciones a base de níquel, y en particular aleaciones a base de níquel de tipo 718, que tienen una microestructura deseada que está predominantemente reforzada por precipitados de fase ?' y comprende una cantidad de cuando menos un precipitado de límite de grano. Otras modalidades de la presente invención se relacionan con métodos paca tratar térmicamente, aleaciones a baae de níquel, y en particular aleaciones a base de níquel tipo 718,- para desarrollar una microestructura deseada que puede impartir propiedades mecánicas térmicamente estables. También se describen artículos de fabricación utilizando las aleaciones a base de níquel y métodos para tratar térmicamenté aleaciones a base de níquel de conformidad con modalidades de la presente invención.