ES2250793T3 - Aleacion de precipitacion de co-ni termoresistente endurecida y metodo para su preparacion. - Google Patents
Aleacion de precipitacion de co-ni termoresistente endurecida y metodo para su preparacion.Info
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Abstract
Aleación de precipitación termorresistente basada en Co-Ni endurecida que comprende, todo en peso: no más del 0, 05% de C; no más del 0, 5% de Si; no más del 1, 0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0, 1 al 5, 0% de Nb; del 0, 1 al 5, 0% de Fe; al menos un tipo del 0, 007 al 0, 10% de REM; del 0, 001 al 0, 010% de B; del 0, 0007 al 0, 010% de Mg y del 0, 001 al 0, 20% de Zr; el resto de Co e impurezas inevitables; una doble estructura fina; una fase matriz; y Co3Mo ó Co7Mo6 precipitado en los límites de la doble estructura fina y la fase matriz.
Description
Aleación de precipitación de
Co-Ni termorresistente endurecida y método para su
preparación.
La presente invención se refiere a una aleación
de precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida y a un método para la obtención de la misma y, más en
particular, a una aleación de precipitación termorresistente basada
en Co-Ni endurecida en la cual precipita Co_{3}Mo
ó Co_{7}Mo_{6} en los límites entre una doble estructura fina y
una fase matriz. La estructura es adecuada para resortes, pernos,
etc, que se utilizan en piezas de, por ejemplo, sistemas de escape
de motores y dispositivos periféricos en turbinas de gas, los
cuales están expuestos a altas temperaturas.
Convencionalmente, las partes termorresistentes
que se utilizan en piezas tales como sistemas de escape de motores y
dispositivos periféricos en turbinas de gas, que están expuestas a
altas temperaturas, se fabrican utilizando aleaciones súper
termorresistentes basadas en Ni tal como Inconel
X-750 (Ni: 73,0% en masa, Cr: 15,0% en masa, Al:
0,8% en masa, Ti: 2,5% en masa, Fe: 6,8% en masa, Mn: 0,70% en masa,
Si: 0,25% en masa, C: 0,04, Nb+Ta: 0,9% en masa) e Inconel 718 (Ni:
53,0% en masa, Cr: 18,6% en masa, Mo: 3,1% en masa, Al: 0,4% en
masa, Ti: 0,9% en masa, Fe: 18,5% en masa, Mn: 0,20% en masa, Si:
0,18% en masa, C: 0,04% en masa, Nb+Ta: 5,0% en masa).
Estas aleaciones súper termorresistentes basadas
en Ni se refuerzan mediante precipitación de la fase \gamma'
(Ni_{3} (Al, Ti, Nb) y la fase \gamma'' (Ni_{3}Nb). Sin
embargo, cuando estas aleaciones se utilizan durante largos
períodos de tiempo a altas temperaturas de o por encima de 600ºC, la
fase \gamma' y la fase \gamma'' se vuelven bastas debido al
sobreenvejecimiento, provocando así una disminución de su fuerza.
Además, en piezas tales como resortes y pernos sobre los que se
aplica un esfuerzo continuo, la relajación al esfuerzo es mayor, y
por ello no se mantiene el rendimiento inicial exigido
originalmente para tales piezas.
La WO-A-0224967
revela unas aleaciones termorresistentes basadas en
Co-Ni que comprenden, todo en peso, no más del 0,05%
en masa de C; no más del 0,5% en masa de Si; no más del 1,0% en masa
de Mn; del 25 al 45% en masa de Ni; del 13 a menos del 18% en masa
de Cr; del 7 al 20% en masa de Mo + 1/2W de al menos Mo o W; del
0,1 al 3,0% en masa de Ti; del 0,1 al 5,0% en masa de Nb; del 0,1
al 5,0% en masa de Fe; y el resto básicamente es Co e impurezas
inevitables, comprendiendo además la aleación termorresistente
basada en Co-Ni, según sea necesario, del 0,007 al
0,10% en masa de REM, comprendiendo además, todo en peso, al menos
uno de los del grupo formado por del 0,001 al 0,010% en masa de B;
del 0,0007 al 0,010% en masa de Mg; del 0,001 al 0,20% en masao de
Zr. Los métodos de producción para las aleaciones termorresistentes
basadas en Co-Ni comprenden los pasos de someter a
la aleación a una solución sólida por tratamiento térmico a 1.000 a
1.200ºC o a un trabajo en caliente a esta temperatura, a
continuación someter la aleación a un trabajo en frío o en caliente
que permita una proporción de reducción no inferior al 40% y luego
someter la aleación a un tratamiento térmico de estabilización a 500
hasta 800ºC durante 0,1 a 50 horas.
En las aleaciones termorresistentes basadas en
Co-Ni es necesario al menos Cr que precipita como
fase \sigma, se incrementan los elementos disueltos como Mo, Fe, y
Nb, que se segregan en imperfecciones en grupo de dislocación
extendida para bloquear los movimientos de dislocación, alcanzándose
un alto rendimiento de endurecimiento.
Estas aleaciones presentan alta resistencia a
temperatura ambiente y pueden inhibir una disminución en la
resistencia aun después de largos períodos de utilización a altas
temperaturas en comparación con las aleaciones convencionales súper
termorresistentes basadas en Ni.
Por tanto, los objetos de la presente invención
son proporcionar una aleación termorresistente que presente mayor
resistencia que la aleación súper termorresistente basada en Ni
anteriormente mencionada y que pueda inhibir una disminución en la
resistencia aun después de un largo período de utilización a altas
temperaturas, y proporcionar un método para producirla.
Con el fin de resolver los problemas
anteriormente mencionados, los inventores de la presente invención
han llevado a cabo varias investigaciones y estudios sobre la
composición y condiciones del tratamiento térmico de envejecimiento
de las aleaciones termorresistentes basadas en Co-Ni
que presentan una mayor resistencia que la aleación súper
termorresistente basada en Ni anteriormente mencionada, y que puedan
inhibir una reducción en la resistencia aun después de un largo
período de utilización a altas temperaturas. Como resultado, los
inventores han descubierto que cuando una aleación termorresistente
basada en Co-Ni se somete a un tratamiento térmico
de envejecimiento bajo condiciones de estrés mecánico, se forma una
doble estructura fina con un tamaño de grano promedio de varias
micras, y precipita Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} con tamaños desde
varias micras hasta varias decenas de nanómetros en los límites
entre la doble estructura fina y una fase matriz (véase la Fig. 1 y
la Fig. 2 que muestran las fotografías de las estructuras del
Ejemplo Práctico 22 de la presente invención). Los inventores
descubrieron también que cuando se forma la estructura anteriormente
mencionada, se puede obtener una aleación termorresistente que
posee una gran resistencia y que puede inhibir la reducción de la
resistencia aun después de un largo período de utilización a altas
temperaturas. Los inventores descubrieron igualmente que cuando la
aleación termorresistente basada en Co-Ni se somete
primero a un trabajo en frío o en caliente que permite una
proporción de reducción no inferior al 40% después de un
tratamiento térmico de la solución sólida y se somete en segundo
lugar a un tratamiento térmico de envejecimiento, se forma una
dislocación de alta densidad en una matriz debido al trabajo en frío
o en caliente por la cual se mejora la resistencia a altas
temperaturas gracias al anclaje de la dislocación por los
precipitados formados por un tratamiento térmico de envejecimiento
después del tratamiento térmico de la solución sólida. Además, un
elemento disuelto tal como Mo se segrega en la superficie las
imperfecciones apiladas de la dislocación, y ésta se ancla. Por
tanto, se obtiene un efecto de mejora en la resistencia a
temperatura ambiente y a altas
temperaturas.
temperaturas.
Además, los inventores descubrieron que para
formar una doble estructura fina con un tamaño medio de grano de
varias micras, y para formar precipitados finos de, por ejemplo,
Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} con un tamaño de grano desde varias
micras hasta varias decenas de nanómetros en los límites entre la
doble estructura fina y una fase matriz, se realiza un tratamiento
térmico de envejecimiento donde se calienta la aleación
termorresistente durante un tiempo adecuado y a una temperatura de
600 a 800ºC bajo una condición de aplicación de esfuerzo después del
tratamiento térmico de la solución en sólido. Como alternativa, se
realiza un tratamiento térmico de trabajo y de envejecimiento
donde, en primer lugar, se somete a una aleación termorresistente a
un trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de
reducción no inferior al 40% después del tratamiento térmico de
solución sólida y, en segundo lugar, se calienta durante un tiempo
adecuado a una temperatura de 600 a 800ºC bajo una condición de
aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400 MPa. Como alternativa,
se realiza un tratamiento térmico de trabajo y envejecimiento
donde, en primer lugar, se somete una aleación termorresistente a un
trabajo en frío o en caliente que permita una proporción de
reducción no inferior del 40% después de tratamiento térmico de
solución sólida y, en segundo lugar, se calienta durante un tiempo
adecuado a una temperatura de 800ºC a 950ºC.
La presente invención ha sido realizada basándose
en estos descubrimiento. En la siguiente explicación, "%" se
refiere al % en masa.
La presente invención proporciona una aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida que comprende, todo en peso, no más del 0,05% de C; no
más del 0,5% de Si; no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del
13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W;
del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al 5,0% de Fe; si lo hubiera del 0,1
al 3,0% de Ti; al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al
0,20% de Zr; siendo el resto Co e impurezas inevitables; una doble
estructura fina; una fase matriz; y donde precipita Co_{3}Mo ó
Co_{7}Mo_{6} en los límites de la doble estructura fina y la
fase
matriz.
matriz.
En otro aspecto de la invención, ésta proporciona
un método para producir la aleación de precipitación
termorresistente basada en Co-Ni endurecida que
comprende los pasos de: preparar una aleación que comprende, todo en
peso, no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no más del 1,0%
de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de
Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al
5,0% de Fe; si lo hubiera del 0,1 al 3,0% de Ti; al menos un tipo
del 0,007 al 0,10% de REM; del 0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al
0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20% de Zr; siendo el resto Co e
impurezas inevitables; someter a la aleación a un tratamiento
térmico de solución sólida; y someter a la aleación a un
tratamiento térmico de envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a
16 horas bajo una condición de aplicación de un esfuerzo de entre
100 y 400 MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase
matriz.
matriz.
Además, en otro aspecto de la invención, ésta
proporciona un método para producir la aleación termorresistente de
precipitación basada en Co-Ni endurecida que
comprende los pasos de: preparar una aleación que comprende, todo en
peso, no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no más del 1,0%
de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10 al 18% de Mo
ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb; del 0,1 al 5,0%
de Fe; si lo hubiera del 0,1 al 3,0% de Ti; al menos un tipo del
0,007 al 0,10% de REM; del 0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al
0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20% de Zr; siendo el resto Co e
impurezas inevitables; someter la aleación a un tratamiento térmico
de solución sólida; someter a la aleación a un trabajo en frío o en
caliente que permita una proporción de reducción no inferior al 40%;
y someter a la aleación a un tratamiento térmico de envejecimiento a
600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo aplicación de un esfuerzo de
entre 100 y 400 MPa, formándose así una doble estructura fina en una
fase matriz, y precipitar Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en el
límite de la doble estructura fina y la fase matriz.
En la aleación de precipitación termorresistente
basada en Co-Ni endurecida de la presente invención,
los precipitados finos se forman en los límites entre la doble
estructura fina y una fase matriz. No se permite que los
precipitados crezcan para ser más gruesos a altas temperaturas de
aproximadamente 700ºC, se realiza un efecto sobre el anclaje de la
dislocación aun a altas temperaturas no inferiores a 700ºC debido a
la interacción entre los precipitados y la dislocación. Los
precipitados se forman en las uniones intergranulares de una doble
estructura fina que tiene un tamaño medio de grano de varias micras.
Por tanto, los precipitados suprimen el deslizamiento del límite de
grano como formando un obstáculo cuando el dicho límite se mueve a
altas temperaturas no menos de 700ºC, e impide la circulación de los
granos. En consecuencia, la alta resistencia, por ejemplo la
resistencia a la fluencia, es
excelente.
excelente.
Además, en el método de producción de la aleación
de precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se
somete a un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,5 a 16
horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo una aplicación de un
esfuerzo después de un tratamiento térmico de solución sólida a
1.000 a 1.200ºC. Como alternativa, la aleación termorresistente se
somete, en primer lugar, a un trabajo en frío o en caliente que
permita una proporción de reducción no inferior al 40% después del
tratamiento térmico de solución sólida y, en segundo lugar, se
somete a un tratamiento térmico de envejecimiento durante 0,5 a 16
horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un
esfuerzo de entre 100 y
400 MPa.
400 MPa.
Figura 1: micrografía electrónica de barrido de
una sustitución dibujada que muestra una estructura ampliada 5.000
veces del Ejemplo Práctico nº 22 de la presente invención.
Figura 2: micrografía electrónica de barrido de
una sustitución dibujada que muestra una estructura ampliada 2.000
veces del Ejemplo Práctico nº 22 de la presente invención.
A continuación la descripción siguiente expondrá
las razones sobre las limitaciones mencionadas anteriormente a la
composición en la aleación de precipitación termorresistente basada
en Co-Ni endurecida y al método de producción de la
presente invención.
El carbono C se enlaza al Nb y Ti para formar
carburos que impiden que los granos se vuelvan gruesos en el momento
del tratamiento térmico de solución sólida, y también para
consolidar el límite de grano; así, este elemento está incluido con
este propósito. Para obtener estos efectos, el contenido no debe
ser inferior al 0,005%. Sin embargo, ya que un contenido que
sobrepasara el 0,05%, de forma más específica un 0,03%, provocaría
una disminución de la dureza y de la resistencia a la corrosión, y
formaría también un carburo con un elemento de anclaje de la
dislocación como Mo, lo que resultaría en una interferencia con el
anclaje de la dislocación, el contenido no debe ser superior al
0,05%. El rango preferente es del 0,005 al 0,03%.
Ya que el Si se utiliza eficazmente como
desoxidante, este elemento está incluido con este propósito. Sin
embargo, ya que un contenido que exceda un 0,5%, de forma más
específica un 0,3%, provocaría una disminución de la dureza, el
contenido no es superior al 0,5%. El rango preferente es de no más
del 0,3%.
Ya que el Mn se utiliza eficazmente como
desoxidante, y reduce la energía de la imperfección apilada para
mejorar el rendimiento del trabajo de endurecimiento, este elemento
está incluido con este propósito. Sin embargo, un contenido que
exceda el 1,0%, de forma más específica el 0,7%, provocaría una
disminución de la resistencia a la corrosión, por ello el contenido
no debe ser superior al 1,0%. El rango preferente es de no más del
0,7%.
El Ni es un elemento que se utiliza para
estabilizar la austenita que sirve de matriz y mejora la
termorresistencia y la resistencia a la corrosión de la aleación,
este elemento está incluido con este propósito. Con el fin de
obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 25%, con
más preferencia al 27%. Sin embargo, un contenido que exceda el 45%
provocaría una disminución del rendimiento del trabajo de
endurecimiento, por ello el contenido debe ser del 25 al 45%. El
rango preferente es del 27 al 45%.
El Cr es un elemento que se utiliza para mejorar
la termorresistencia y la resistencia a la corrosión, este elemento
está incluido con este propósito. Con el fin de obtener estos
efectos, el contenido no debe ser inferior al 13%, con más
preferencia al 16%. Sin embargo, un contenido que exceda el 22%, de
forma más específica el 21%, tiende a provocar la precipitación de
una fase \sigma, por ello el contenido debe encontrarse en un
rango del 13 al 22%. El rango preferente es del 16 al 21%.
Como Mo y W se tratan por solución sólida dentro
de la matriz y consolidan la matriz para mejorar el rendimiento del
trabajo de endurecimiento, estos elementos están incluidos con este
propósito. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido no
debe ser inferior al 10%, con más preferencia al 11%, y
preferentemente el contenido de Mo no debe ser inferior al 8,0% en
el caso de contener Mo y W. Sin embargo, ya que cuando la cantidad
total del contenido de Mo y 1/2 del contenido de W excede el 18%
tiende a producirse la precipitación de una fase \sigma, el
contenido debe encontrarse en el rango del 10 al 18%. El rango
preferente es del 11 al 18%.
Nb se enlaza a C para formar los carburos que
impiden que los granos se vuelvan gruesos durante el tratamiento
térmico de solución sólida y para consolidar el límite de grano; y
asimismo está tratado por solución sólida en la matriz para reforzar
la matriz, mejorando así el rendimiento del trabajo de
endurecimiento. Así, este elemento está incluido con este propósito.
Para obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al
0,1%, con más preferencia al 0,8%. Sin embargo, ya que un contenido
que sobrepasara un 5,0%, de forma más específica un 3,0%,
provocaría la precipitación de una fase \sigma (Ni_{3}Nb) lo
que resultaría en una disminución de la capacidad de trabajo y
dureza, el contenido debe encontrarse en un rango del 0,1 al 5,0%.
El rango preferente es del 0,8 al 3,0%.
Ya que el Fe se trata por solución sólida en la
matriz para consolidar la matriz, este elemento está incluido con
este propósito. Con el fin de obtener este efecto, el contenido no
debe ser inferior al 0,1%, y con más preferencia al 0,5%. Sin
embargo, un contenido que sobrepasara el 5,0%, de forma más
específica el 4,8%, provocaría una disminución de la propiedad de
resistencia a la oxidación, por ello el contenido debe encontrarse
en un rango del 0,1 al 5,0%. El rango preferente es del 0,5 al
4,8%.
La utilización de Mo, Nb y Fe en forma combinada
hace posible un mayor incremento de la resistencia de solución
sólida y del endurecimiento de trabajo de la matriz, lo que
intensifica enormemente la resistencia máxima a la tracción obtenida
a temperatura ambiente y a altas temperaturas, y ejerce el efecto de
desplazar la temperatura de máxima resistencia a la tracción a altas
temperaturas hacia mayores temperaturas, en comparación con la
aplicación de Mo y Nb o Mo y Fe de forma combinada.
Ya que el Ti mejora la resistencia, este elemento
se incluye con este propósito. Con el fin de obtener este efecto,
el contenido no debe ser inferior al 0,1%, con más preferencia al
0,5%. Sin embargo, un contenido que exceda el 3,0%, de forma más
específica el 2,5%, provocaría la precipitación de una fase \eta
(Ni_{3}Ti) lo que resulta en una disminución de la capacidad de
trabajo y la dureza, por ello el contenido debe encontrarse en el
rango del 0,1 al 3,0%. El rango preferente es del 0,5 al 2,5%.
Como REM, que es al menos uno de los elementos
pertenecientes a las tierras raras tal como Y, Ce, y mischmetal
(metal mixto), mejora la manejabilidad en caliente y la resistencia
a la oxidación, está incluido con este propósito. Con el fin de
obtener estos efectos, el contenido no debe ser inferior al 0,007%,
con más preferencia al 0,01%. Sin embargo, un contenido que exceda
el 0,10%, de forma más específica el 0,04%, provoca la disminución
de la manejabilidad en caliente y la resistencia a la oxidación a
la inversa, por ello el contenido debe encontrarse en un rango del
0,007 al 0,10%. El rango preferente es del 0,01 al 0,04%.
B, Mg y Zr mejoran la manejabilidad en caliente y
consolidan el límite de grano, estos elementos están incluidos con
este propósito. Con el fin de obtener estos efectos, B debe ser del
0,001%, con más preferencia del 0,002%, Mg debe ser del 0,0007%, con
más preferencia del 0,001%, y Zr debe ser del 0,001%, con más
preferencia del 0,01%. Sin embargo, que B exceda el 0,010%, de forma
más específica el 0,006%, Mg exceda el 0,010%, de forma más
específica el 0,004% y Zr exceda el 0,20%, de forma más específica
el 0,05%, provocarían una disminución de la manejabilidad en
caliente y de la resistencia a la oxidación y, por ello, los rangos
de los contenidos deben encontrarse respectivamente dentro de los
mencionados anteriormente. Con más preferencia, B se encuentra en
un rango del 0,002 al 0,006%, Mg se encuentra en un rango del 0,001
al 0,004% y Zr se encuentra en un rango del 0,01 al 0,05%.
Co, que posee una estructura de red hexagonal
empaquetada, permite un contenido de Ni de modo tal que pueda tener
una estructura de red cúbica centrada en las caras, es decir,
austenita, permitiendo así un alto rendimiento del trabajo de
endurecimiento.
La aleación de precipitación termorresistente
basada en Co-Ni endurecida de la presente invención
comprende la composición mencionada anteriormente, y posee una
estructura donde precipita Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} en los
límites entre una doble estructura fina y una fase matriz.
A continuación la descripción siguiente expondrá
el método de producción de la aleación de precipitación
termorresistente basada en Co-Ni endurecida de la
presente invención. En el método de producción de la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida, se forma una doble estructura fina que tiene un tamaño
medio de grano de varias micras en una aleación de precipitación
termorresistente basada en Co-Ni endurecida que
contiene la composición mencionada anteriormente, precipita
Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} cuyos tamaños oscilan entre varias
micras y varias decenas de nanómetros en los límites entre la doble
estructura fina y una fase matriz, y se obtiene así una aleación
termorresistente que posee una alta resistencia y que puede inhibir
la disminución de la resistencia después de un largo período de
utilización a altas temperaturas.
Por tanto, el método de producción de la aleación
de precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención se caracteriza porque la
aleación termorresistente basada en Co-Ni mencionada
anteriormente se somete, en primer lugar, a un tratamiento térmico
de solución sólida calentando a 1.000 a 1.200ºC, etc, y, en segundo
lugar, a un tratamiento térmico de envejecimiento calentando durante
0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a 800ºC bajo la aplicación
de un esfuerzo.
Además, otro método de producción de la aleación
de precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención se caracteriza porque la
aleación termorrresistente basada en Co-Ni
mencionada anteriormente se somete en primer lugar a un tratamiento
térmico de solución sólida, en segundo lugar a un trabajo en frío o
en caliente que permita una proporción de reducción no inferior al
40%, y en tercer lugar a un tratamiento térmico de envejecimiento
por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a
800ºC bajo aplicación de un esfuerzo.
En el método de producción de la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, el tratamiento térmico de
solución sólida se realiza con el fin de hacer que la estructura sea
uniforme y para reducir la dureza, facilitando el trabajo. Por
tanto, el tratamiento térmico de solución sólida se realiza
preferentemente calentando a 1.000 hasta 1.200ºC. Una temperatura
inferior a 1.000ºC no consigue proporcionar una estructura lo
suficiente uniforme y no consigue tampoco reducir la dureza, con lo
que se dificulta el trabajo. Además, una temperatura inferior a
1.000ºC puede provocar la precipitación de un compuesto tal como Mo
que ejerce un efecto de anclaje sobre las dislocaciones, y una
reducción posterior en la capacidad de endurecimiento por
envejecimiento. Una temperatura que exceda 1.200ºC hace que los
granos de cristal sean gruesos, lo que provoca una disminución de la
dureza y resistencia.
En el método de producción de la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente
se somete a un tratamiento térmico de envejecimiento por
calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a
800ºC bajo aplicación de un esfuerzo con el fin de formar una doble
estructura fina que tenga un tamaño medio de grano de varias micras
y que precipite Co_{3}Mo o el Co_{7}Mo_{6} con tamaños de
varias micras a varias decenas de nanómetros en los límites entre
la doble estructura fina y una fase matriz. El esfuerzo aplicado en
el tratamiento térmico de envejecimiento es de aproximadamente 100 a
400 MPa. Un esfuerzo inferior a 100 MPa no permite que precipite
suficientemente el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} fino en los
límites entre una doble estructura fina y una fase matriz. Un
esfuerzo aplicado que exceda 400 MPa resulta en una saturación y
transforma la aleación que se somete a tratamiento térmico de
envejecimiento.
En el método de producción de la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente
se somete a un tratamiento térmico de envejecimiento mediante
calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a
800ºC porque una temperatura inferior a 600ºC o durante un tiempo
inferior a 0,5 horas no precipita suficientemente una doble
estructura fina y un Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} fino en los
límites entre la doble estructura fina y una fase matriz, y una
temperatura superior a 800ºC o durante un tiempo superior a 16 horas
resulta en una saturación y hace que los precipitados sean más bien
gruesos, provocando así una disminución de la resistencia, lo que
provoca también un mayor alargamiento por deformación plástica al
provocar una disminución en la dureza y resistencia que provoca la
dislocación para volver a formarse cuando se realiza adicionalmente
el tratamiento térmico de envejecimiento después de haberse
realizado un trabajo en frío o en caliente que permita una
proporción de reducción no inferior al 40%.
En el método de producción de la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida de la presente invención, la aleación termorresistente se
somete a un trabajo en frío o en caliente con una proporción de
reducción no inferior al 40% antes de un tratamiento térmico de
envejecimiento bajo aplicación de un esfuerzo porque es necesario
que se formen dislocaciones de alta densidad, y porque una densidad
inferior al 40% no consigue la formación de dislocaciones a alta
densidad. Mediante el tratamiento térmico de envejecimiento después
de la formación de las dislocaciones a alta densidad, los átomos
soluto tal como Mo y Fe están segregados en imperfecciones apiladas
formadas entre las media dislocaciones de las dislocaciones
extendidas; así, los movimientos de dislocación se bloquean de modo
tal que se suprima la relajación de esfuerzo, es decir, la
reocurrencia de dislocaciones. Como resultado, se puede obtener una
aleación termorresistente que tenga una gran resistencia y que pueda
inhibir la reducción de la resistencia aun después de un largo
período de utilización a altas temperaturas, combinada con un
efecto en el cual se forma una doble estructura fina y precipita
Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} fino en los límites entre la doble
estructura fina y una fase matriz.
En un ejemplo del método de producción de la
aleación de precipitación termorresistente basada en
Co-Ni endurecida de la presente invención, se funde
la aleación y se prepara mediante un método convencional empleando
un horno de inducción a vacío de alta frecuencia, etc., y se forja
en un lingote por un método típico de forjado. En un ejemplo, a
continuación se somete el lingote a un trabajo en caliente y a un
tratamiento térmico de solución sólida a 1.000 a 1.200ºC, y luego se
somete el lingote a un tratamiento térmico de envejecimiento por
calentamiento durante 0,5 a 16 horas a una temperatura de 600 a
800ºC bajo aplicación de un esfuerzo de 100 a 140 MPa. En otro
ejemplo, a continuación se somete la aleación a un trabajo en frío o
en caliente con una proporción de reducción no inferior al 40%
después del tratamiento térmico de solución sólida mencionado
anteriormente, y luego se somete la aleación a un tratamiento
térmico de envejecimiento por calentamiento durante 0,5 a 16 horas a
una temperatura de 600 a 800ºC bajo aplicación de un esfuerzo de 100
a 140 MPa.
Las aleaciones de precipitación termorresistentes
basadas en Co-Ni endurecidas de la presente
invención pueden emplearse en piezas y dispositivos tales como las
piezas relacionadas con los escapes, por ejemplo colectores de
escape de motores, dispositivos periféricos de turbinas de gas,
materiales para cámaras de horno, muelles termorresistentes y pernos
termorresistentes, para los cuales se ha utilizado Inconel X750 o
Inconel X718. Pueden utilizarse también para piezas y dispositivos
utilizados a temperaturas más altas. De forma específica, pueden
aplicarse preferentemente a muelles y pernos en los cuales se aplica
normalmente un esfuerzo a altas temperaturas.
La siguiente descripción expondrá la presente
invención basándose en unos ejemplos.
Las aleaciones de los ejemplos de la presente
invención y los ejemplos comparativos, cuyas composiciones figuran
en la Tabla 1 siguiente, se fundieron y prepararon por métodos
convencionales utilizando un horno de inducción a vacío de alta
frecuencia para obtener lingotes de 50 kg. Estos lingotes se
formaron en barras cilíndricas, cada una con un diámetro de 20 mm,
mediante un proceso de forjado en caliente. Estas barras fueron
sometidas a un tratamiento térmico de solución a 1.100ºC, y luego a
un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo un
esfuerzo de tracción de 200 MPa. A partir de estos elementos se
obtuvieron piezas de ensayo de tracción con un diámetro de 8 mm en
las partes paralelas, y éstas se sometieron a pruebas de tracción a
temperatura ambiente para medir la resistencia a la tracción.
Además, se obtuvieron piezas para pruebas de fluencia que tenían un
diámetro de 6 mm en las partes paralelas con una distancia entre
rayas de 30 mm, y éstas se sometieron a pruebas de fluencia donde se
les aplicó un esfuerzo de 330 MPa a 700ºC para medir el alargamiento
1.000 horas más tarde. La Tabla 2 muestra los resultados de estas
pruebas. La Tabla 2 muestra el resultado de la observación de los
precipitados como una
microestructura.
microestructura.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
| Nº | Precipitaciones | Resistencia a la | Alargamiento por | |
| por trat. de | tracción a Tª. | plastodeformación | ||
| envejecimiento | ambiente (MPa) | 1.000 horas más | ||
| tarde (%)Cond: | ||||
| 700ºC; 330 MPa | ||||
| 1 | CO_{7}Mo_{6} | 1.217 | 2,3 | |
| 2 | CO_{7}Mo_{6} | 1.303 | 2,0 | |
| 3 | CO_{7}Mo_{6} | 1.240 | 2,2 | |
| Ejemplos de la Presente Invención | 4 | CO_{7}Mo_{6} | 1.121 | 2,7 |
| 5 | CO_{7}Mo_{6} | 1.144 | 2,7 | |
| 6 | CO_{7}Mo_{6} | 1.252 | 2,2 | |
| 7 | CO_{7}Mo_{6} | 1.299 | 2,1 | |
| 1 | - - - | 895 | rotura | |
| Ejemplos Comparativos | 2 | - - - | 881 | rotura |
| 3 | - - - | 976 | rotura | |
| 4 | - - - | 924 | rotura |
Barras cilíndricas con un diámetro de 20 mm de la
aleación Nº 5 y Nº 6 de la presente invención indicadas en la Tabla
1 se sometieron a tratamiento térmico de solución sólida a 1.100ºC.
Entonces, como ejemplos de la presente invención, las barras
cilíndricas fueron sometidas a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 620ºC x 15 horas bajo un esfuerzo de tracción de
250 MPa, un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas
bajo un esfuerzo de tracción de 200 MPa, o un tratamiento térmico de
envejecimiento de 770ºC x 4 horas bajo un esfuerzo de tracción de
120 MPa. Como ejemplos comparativos, las barras cilíndricas fueron
sometidas a un tratamiento térmico de envejecimiento de 850ºC x 4
horas bajo un esfuerzo de tracción de 80 MPa, o un tratamiento
térmico de envejecimiento de 550ºC x 15 horas bajo un esfuerzo de
tracción de 250 MPa. Las piezas para probar la fluencia se
obtuvieron a partir de estos elementos de la misma forma que en el
Ejemplo 1, y se llevaron a cabo las pruebas de fluencia en las
mismas condiciones que en el Ejemplo 1 para medir la fluencia. La
Tabla 3 muestra los resultados de las pruebas.
| Esfuerzo aplicado | Cond. del | Alargamiento por | |||
| Nº | Aleaciones | en trat. térmico | trat. térmico | plastodeformación | |
| utilizadas | de envejec. | de envej. | 1.000 horas más tarde | ||
| (MPa) | (%) Cond.: 700ºC; | ||||
| 330 MPa | |||||
| 8 | Ejemplo 5 de la | ||||
| presente invención | 250 | 620ºC x 15 h | 2,6 | ||
| Ejemplos de la | 9 | Ejemplo 5 de la | |||
| Presente Invención | presente invención | 200 | 720ºC x 8 h | 2,7 | |
| 10 | Ejemplo 5 de la | ||||
| presente invención | 120 | 770ºC x 4 h | 2,9 | ||
| 11 | Ejemplo 6 de la | ||||
| presente invención | 250 | 620ºC x 15 h | 2,0 |
| Esfuerzo aplicado | Cond. del | Alargamiento por | |||
| Nº | Aleaciones | en trat. térmico | trat. térmico | plastodeformación | |
| utilizadas | de envejec. | de envej. | 1.000 horas más tarde | ||
| (MPa) | (%) Cond.: 700ºC; | ||||
| 330 MPa | |||||
| 12 | Ejemplo 6 de la | ||||
| presente invención | 200 | 720ºC x 8 h | 2,2 | ||
| 13 | Ejemplo 6 de la | ||||
| presente invención | 120 | 770ºC x 4 h | 2,4 | ||
| Ejemplos | 5 | Ejemplo 5 de la | |||
| Comparativos | presente invención | 80 | 850ºC x 4 h | rotura | |
| 6 | Ejemplo 6 de la | ||||
| presente invención | 250 | 550ºC x 15 h | 4,6 |
Barras cilíndricas con un diámetro de 20 mm de la
aleación Nº 5 y Nº 6 de la presente invención indicadas en la Tabla
1 fueron sometidas a un tratamiento térmico de solución sólida a
1.100ºC. Entonces, como ejemplos de la presente invención, las
barras cilíndricas fueron sometidas a un trabajo en frío a unas
proporciones de reducción del 45, 60 ó 75%, y luego a tratamiento
térmico de envejecimiento en las condiciones indicadas en la Tabla 4
(esfuerzo aplicado, temperatura de calentamiento y tiempo de
calentamiento). Como ejemplo comparativo, las barras cilíndricas
fueron sometidas a un trabajo en frío a una proporción de reducción
del 45%, y luego a un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC
x 8 horas bajo condición de no-carga. Además, como
otro ejemplo comparativo, las barras cilíndricas fueron sometidas a
un trabajo en frío a una proporción de reducción del 60%, y luego a
un tratamiento térmico de envejecimiento a 720ºC x 8 horas bajo
condición de no-carga. Las piezas de pruebas de
fluencia fueron obtenidas a partir de estos elementos de la misma
forma que en el Ejemplo 1, y se llevaron a cabo las pruebas de
fluencia en las mismas condiciones que en el Ejemplo 1 para medir la
fluencia. La Tabla 4 muestra los resultados de las pruebas.
| Nº | Aleaciones | Coef. de | Esfuerzo en | Cond. Trat. | Alarg. por | |
| utilizadas | trabajo | trat. térmico | térmico de | plastodeformación | ||
| en frío | de envejec. | envejec. | 1.000 horas más | |||
| (MPa) | tarde (%) | |||||
| 14 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 45 | 400 | 720ºC x 8 h | 1,8 | ||
| 15 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 45 | 350 | 770ºC x 4 h | 1,9 | ||
| Ejp. | 16 | Ejemplo 5 de la | ||||
| Invención | presente invención | 60 | 400 | 700ºC x 8 h | 1,3 | |
| 17 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 60 | 350 | 720ºC x 4 h | 1,5 | ||
| 18 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 75 | 400 | 650ºC x 8 h | 1,0 | ||
| 19 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 75 | 350 | 650ºC x 4 h | 1,2 |
| Nº | Aleaciones | Coef. de | Esfuerzo en | Cond. Trat. | Alarg. por | |
| utilizadas | trabajo | trat. térmico | térmico de | plastodeformación | ||
| en frío | de envejec. | envejec. | 1.000 horas más | |||
| (MPa) | tarde (%) | |||||
| 20 | Ejemplo 6 de la | |||||
| presente invención | 45 | 400 | 650ºC x 8 h | 1,0 | ||
| 21 | Ejemplo 6 de la | |||||
| presente invención | 60 | 400 | 650ºC x 8 h | 0,9 | ||
| 22 | Ejemplo 6 de la | |||||
| presente invención | 75 | 400 | 650ºC x 8 h | 1,2 | ||
| Ejemplos | 7 | Ejemplo 5 de la | ||||
| Comp. | presente invención | 45 | - - - | 700ºC x 4 h | 4.8 | |
| 8 | Ejemplo 5 de la | |||||
| presente invención | 60 | - - - | 720ºC x 8 h | 4,6 | ||
| \begin{minipage}[t]{155mm} Se midió el alargamiento por plastodeformación mediante las pruebas de fluencia llevadas a cabo en las condiciones de 700^{o}C, 330 MPa. \end{minipage} |
De acuerdo con los resultados mencionados
anteriormente, en los Ejemplos Nº 1 a 7 de la presente invención
(Tabla 2), se formó una doble estructura fina cuando las estructuras
de las piezas de prueba fueron observadas con SEM (microscopio
electrónico de barrido). Además, el Co_{7}Mo_{6} ó Co_{3}Mo
precipitó en los límites entre la doble estructura fina y una fase
matriz. Además, la resistencia a la tracción a temperatura ambiente
se estableció en un rango de 1.121 a 1.303 MPa, y el alargamiento
por plastodeformación fue del 2,0 al 2,7%.
Por el contrario, en el caso de los Ejemplos
Comparativos 1 a 3 en los cuales el contenido de Mo+1/2W era
inferior al de la presente invención, y en el caso del Ejemplo
Comparativo 4 en el cual el contenido de Mo+1/2W era inferior al de
la presente invención y el Nb y Fe no estaban incluidos, el
Co_{7}Mo_{6} o Co_{3}Mo no precipitó, la resistencia a la
tracción a temperatura ambiente se estableció en un rango de 881 a
976 MPa, es decir, el 87% de la resistencia de la presente
invención, y todas las piezas de prueba se rompieron en la prueba
de fluencia.
En los Ejemplos Nº 8 a 13 de la presente
invención (Tabla 3), se formó la doble estructura fina cuando las
estructuras de las piezas de prueba fueron observadas al SEM
(microscopio electrónico de barrido). Además, el Co_{3}Mo o
CO_{7}Mo_{6} precipitó en los límites entre la doble estructura
fina y una fase matriz. Además, el alargamiento por
plastodeformación en la prueba de fluencia fue del 2,0 al 2,9%.
Por el contrario, en el caso del Ejemplo
Comparativo 5 en el cual la temperatura del tratamiento térmico de
envejecimiento era superior a la temperatura de la presente
invención, y en el caso del Ejemplo Comparativo 6 en el cual la
temperatura del tratamiento térmico de envejecimiento era inferior a
la temperatura de la presente invención, el Co_{3}Mo o
Co_{7}Mo_{6} no precipitó, las piezas de prueba se rompieron en
la prueba de fluencia en el Ejemplo Comparativo 5, y el
alargamiento por plastodeformación en la prueba de fluencia fue del
4,6% en el Ejemplo Comparativo 6, es decir, que no se observó
ninguna mejora de la resistencia a la fluencia.
En los Ejemplos Nº 14 a 22 de la presente
invención (Tabla 4), se formó la doble estructura fina cuando las
estructuras de las piezas de prueba fueron observadas al SEM
(microscopio electrónico de barrido). Además, el Co_{3}Mo o
CO_{7}Mo_{6} precipitó en los límites entre la doble estructura
fina y una fase matriz. La Figura 1 y la Figura 2 muestran las
fotografías de las estructuras del Ejemplo Nº 22 de la presente
invención. Por medio de estas micrografías estructurales, la
estructura del Ejemplo Nº 22 de la presente invención era una
estructura en la cual el Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} masivo se
precipitó en los límites entre una doble estructura fina de un
triángulo equilátero y una fase matriz. Además, los alargamientos
por plastodeformación en la prueba de fluencia en los Ejemplos Nº
14 a 22 de la presente invención fueron del 0,9 al 1,9%. Estos
alargamientos por plastodeformación eran más pequeños que los de
los Ejemplos Comparativos Nº 7 a 13 en los cuales no se realizó un
trabajo en frío o en caliente con una proporción de reducción no
inferior al 40% antes del tratamiento térmico de
envejecimiento.
Por el contrario, en el caso de los Ejemplos
Comparativos 7 y 8 en los cuales se realizó el tratamiento térmico
de envejecimiento bajo condición de no-carga, el
Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} no precipitó y los alargamientos por
plastodeformación en las pruebas de fluencia fueron respectivamente
del 4,8% y del 4,6%, es decir que no se observó ninguna mejora de
la resistencia a la fluencia.
Claims (6)
1. Aleación de precipitación termorresistente
basada en Co-Ni endurecida que comprende, todo en
peso:
no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no
más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10
al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe;
al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al
0,20% de Zr;
el resto de Co e impurezas inevitables;
una doble estructura fina;
una fase matriz; y
Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} precipitado en los
límites de la doble estructura fina y la fase matriz.
2. Aleación de precipitación termorresistente
basada en Co-Ni endurecida que comprende, todo en
peso:
no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si; no
más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del 10
al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe; del 0,1 al 3,0% de Ti;
al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B; del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al
0,20% de Zr;
el resto de Co e impurezas inevitables;
una doble estructura fina;
una fase matriz; y
Co_{3}Mo ó Co_{7}Mo_{6} precipitado en los
límites de la doble estructura fina.
3. Método de producción para la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida, método que comprende los pasos de:
preparar una aleación que comprende, en peso:
- no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si;
no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del
10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe;
- al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B;
- del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20%
de Zr; y
- el resto de Co e impurezas inevitables;
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
solución sólida; y
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo una
condición de aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400
MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase matriz.
4. Método de producción para la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida, comprendiendo el método los pasos de:
preparar una aleación que comprende, en peso:
- no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si;
no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del
10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe; del 0,1 al 3,0% de Ti;
- al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B;
- del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20%
de Zr; y el resto de Co e impurezas inevitables;
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
solución sólida; y
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo una
condición de aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400
MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase matriz.
5. Método de producción para la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida, comprendiendo el método los pasos de:
preparar una aleación que comprende, en peso:
- no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si;
no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del
10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe;
- al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B;
- del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20%
de Zr; y
- el resto de Co e impurezas inevitables;
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
solución sólida;
someter a la aleación a un trabajo en frío o en
caliente que tenga una proporción de reducción no inferior al 40%;
y
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo una
condición de aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400
MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase matriz.
6. Método de producción para la aleación de
precipitación termorresistente basada en Co-Ni
endurecida, comprendiendo el método los pasos de:
preparar una aleación que comprende, en peso:
- no más del 0,05% de C; no más del 0,5% de Si;
no más del 1,0% de Mn; del 25 al 45% de Ni; del 13 al 22% de Cr; del
10 al 18% de Mo ó del 10 al 18% de Mo + 1/2W; del 0,1 al 5,0% de Nb;
del 0,1 al 5,0% de Fe; del 0,1 al 3,0% de Ti;
- al menos un tipo del 0,007 al 0,10% de REM; del
0,001 al 0,010% de B;
- del 0,0007 al 0,010% de Mg y del 0,001 al 0,20%
de Zr; y
- el resto de Co e impurezas inevitables;
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
solución sólida;
someter a la aleación a un trabajo en frío o un
trabajo en caliente que tenga una proporción de reducción no
inferior al 40%; y
someter a la aleación a un tratamiento térmico de
envejecimiento a 600 a 800ºC durante 0,5 a 16 horas bajo una
condición de aplicación de un esfuerzo de entre 100 y 400
MPa, formándose así una doble estructura fina en una fase
matriz, y precipitar Co_{3}Mo o Co_{7}Mo_{6} en el límite de
la doble estructura fina y la fase matriz.
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