SUPERLEGHE CRITERI PER LA MESSA A PUNTO E SCELTA DEI MATERIALI METALLICI RESISTENTI A CALDO

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1 SUPERLEGHE CRITERI PER LA MESSA A PUNTO E SCELTA DEI MATERIALI METALLICI RESISTENTI A CALDO Proprietà: Buona resistenza meccanica a caldo, quindi resistenza allo scorrimento viscoso e alla fatica; Buona conducibilità termica per ridurre gli shock termici; Tenacità a caldo e quindi scarsa sensibilità agli intagli; Capacità di smorzamento delle vibrazioni; Stabilità superficiale, quindi resistenza all ossidazione, corrosione, carburazione, nitrurazione, erosione ecc..; Stabilità strutturale ad alta temperatura; Lavorabilità a freddo e a caldo. 1

2 Come: operare sulla scelta del metallo base ( T fusione, reticolo, dimensione del grano); realizzare un indurimento per deformazione plastica, per alligazione, per precipitazione, per dispersione di opportuni costituenti (nichel o cobalto ottenute con metallurgia delle polveri tramite aggiunta di 2% ossidi di torio); controllare il tenore di oligo-elementi (boro e zirconio); eseguire una elaborazione sotto vuoto (eliminazione difetti di solidificazione, elementi nocivi come bismuto e piombo, disossidazione spinta e degasificazione ). La natura del metallo base per definire la T sopra alla quale si manifesta il fenomeno dello scorrimento viscoso (al massimo pari a 0.8 volte la temperatura di fusione). Di qui l importanza di scegliere metalli altofondenti: Mo, W, Ta, Nb ecc. 2

3 Leghe di Fe, Superleghe, Leghe di Cr Leghe di metalli refrattari (W, Nb e Ta sono metalli refrattari, T f > di quella del Mo escluso il Nb che fonde a 2415 C. Il più interessante è il W ma ha una DBTT>Tambiente e facile ossidabilità) Leghe di materiali compositi (Ti, Ni, IN.-100 con fibre di W o Nb o Ta). 3

4 Le leghe di Fe Gli acciai al C per T< 450 C (caldaie, recipienti in pressione) con piccoli tenori di Cr e V per accrescere il sy, formare costituenti dispersi, indurire la matrice di soluzione solida e affinare il grano. Utilizzati dopo T.T. di normalizzazione seguito eventualmente da rinvenimento. Gli acciai legati contengono Cr, Mo (16Mo3, 16Mo5), Cr-Mo (14CrMo5), Cr-Mo-V (1Cr-1Mo-025V) con max di C 0.35%. Resistenza allo scorrimento viscoso e meccanica superiori a quelle degli acciai al C. Sono in genere saldabili e quelli con tenori di Cr>1% sono stabili per lunghi periodi ad alta T. Quelli con Cr-Mo-V con il più alto contenuto di C sono i più resistenti (alto limite di snervamento e alta resistenza allo scorrimento viscoso) e vengono usati allo stato normalizzato e rinvenuto o temprato e rinvenuto per applicazioni fino a 500 C (bulloni, compressori di turbine a gas, rotori per turbine a vapore). 4

5 Gli acciai inossidabili austenitici per T<700 C. Buone proprietà di resistenza all ossidazione a caldo e resistenza allo scorrimento viscoso. Sia allo stato semilavorato che di getto. Cr per la resistenza all ossidazione e Ni per la stabilità dell austenite, la tenacità, la resistenza alla fatica termica, alla nitrurazione, carburazione ecc. Mo, Ti, Nb per migliorare la resistenza allo scorrimento viscoso. Possibilità di precipitazione di carburi o fase s con corrosione intergranulare o fragilità nelle leghe ricondotte a T ambiente. I più usati sono AISI 309 e 310 con elevato di Cr e Ni rispetto al 304 o 18-8; quest ultimo con il 316 viene usato a T inferiori e non elevata sollecitazione meccanica. Acciai inossidabili per getti sono: X35CrNi2512, X40CrNi2620, X50CrNi3515. Oltre i 700 C non possono più essere utilizzati nelle apparecchiature meccanicamente sollecitate (turbine a gas e i turboreattori)per l insufficiente resistenza allo scorrimento viscoso perciò si 5 ricorre alle superleghe.

6 Superleghe: si possono dividere in classi: superleghe di Fe, Fe-Ni, Ni, Co. metallo T fusione ( C) Struttura Densità (g/cm 3 ) Fe Co Ni Ccc e.c c.f.c Per applicazioni aeronautiche le superleghe base Ni e Co hanno un coefficiente di espansione termica minore rispetto alle leghe base Fe utile ai fini di progetto. 6

7 Una classe di superleghe è costituita da superleghe di Fe che contengono Cr 15% per la resistenza alla corrosione e Ni 30% per stabilizzare la struttura austenitico (A286, Discaloy, Unitemp 212, V-57,19-9 DL). Queste leghe allo stato di semilavorato trovano applicazioni fino a 750 C per la loro resistenza alla corrosione a caldo per dischi, alberi, bulloni e carcasse di turbine a gas purché gli sforzi applicati non siano elevati. Per quanto riguarda i getti ci sono i tipi CRM per rotori di turbina fino a 900 C. 7

8 Un altra classe di superleghe è costituita dalle Fe-Ni che contengono Ti, Al, Nb (Incoloy 800 e 825 usate per attrezzature per impianti chimici e forni come muffole, panieri, vassoi, tubi radianti fino a 1000 C ). Tra le diverse classi quella di Ni è la più vasta e merita un maggiore approfondimento. Il termine superlega è stato usato per la prima volta dopo la Seconda Guerra Mondiale per descrivere un gruppo di leghe sviluppate per l uso nei turbocompressori e nelle turbine dei motori degli aerei che richiedevano alte prestazioni ad elevate T. Mentre nelle prime turbine a gas l uso delle superleghe era limitato a T< 815 C, nei moderni motori aerei arrivano fino a 1100 C. 8

9 MECCANISMI DI RAFFORZAMENTO Rafforzamento delle superleghe Nelle superleghe, vengono sfruttate sia le caratteristiche di plasticità e di tenacità della matrice (fase Υ), che l effetto indurente conseguente ad una precipitazione fine di composti intermetallici (Ni 3 Al fase Υ ).

10 La figura mostra l'influenza della frazione volumetrica della fase γ sulla vita a rottura delle leghe (TMS-75 e TMS-82) sottoposte al fenomeno dello scorrimento viscoso.. 10

11 Influenza della morfologia e della dimensione della fase γ sulla vita a creep Per ottenere elevate prestazioni a creep, le superleghe base di Ni sono generalmente progettate per avere una microstruttura costituita dal 60% - 75% della frazione volumetrica del fase γ', morfologia. La morfologia e le dimensioni iniziali possono essere ottenute trattando termicamente le leghe attraverso un processo di soluzione e un invecchiamento a due stadi progettato per raggiungere la cubicità desiderata e delle dimensioni uniformi. La frazione di volume della fase γ può essere controllata regolando la quantità degli elementi precipitanti. 11

12 MECCANISMI DI RAFFORZAMENTO Formazione di strutture ordinate Nelle superleghe a base di Ni la fase γ (composto intermetallico Ni 3 Al) è costituita da: particelle molto fini (grazie alla coerenza reticolare), non deformabili per la loro struttura ordinata (trattandosi di un composto intermetallico). è coerente con la matrice è compatibile chimicamente

13 REAZIONI DI ORDINAMENTO Numerose leghe possono formare strutture aventi ordine a lungo raggio (super-reticoli). Come mostrato in figura a), gli atomi delle due specie A e B non sono disposti nel reticolo a caso ma secondo uno schema. Il passaggio di una singola dislocazione attraverso una zona del materiale, che presenta ordine a lungo raggio, provoca uno slittamento pari ad un passo reticolare rompendone l ordine. La superficie che divide le due porzioni di reticolo ordinato fuori fase si chiama bordo di antifase. Nell esempio di figura b), dopo il passaggio della dislocazione, atomi della stessa specie si fronteggiano lungo il bordo di antifase mentre prima del passaggio ogni atomo di tipo A aveva di fronte un atomo di tipo B e viceversa. La formazione di un bordo di antifase aumenta l energia libera G del sistema quindi è molto difficile che una singola dislocazione si muova attraverso una struttura ordinata. Bordo di antifase a b 13

14 In genere, per attraversare un super-reticolo, le dislocazioni si muovono a coppie (superdislocazione) in modo tale che lo slittamento dovuto al passaggio della seconda dislocazione ripristini l ordine interrotto dal passaggio della prima. Il movimento accoppiato delle dislocazioni è una caratteristica propria della deformazione dei reticoli con ordine a lungo raggio ed è alla base della grande resistenza meccanica delle leghe che presentano questo fenomeno in tutto il materiale o solo in alcune sue porzioni. In figura si può vedere la struttura di una superlega a base Ni per applicazioni aeronautiche. La fase ordinata si presenta come zone di forma squadrata incluse in una matrice disordinata. Microscopia TEM di una superlega di nichel 14

15 Questa precipitazione si produce nel corso di un trattamento di invecchiamento dopo tempra. Gli elementi che formano intermetallici sono Mo, W, V, Nb, Ti, Al. Elementi aggiunti in soluzione solida: Mo,Ta,W resistenza meccanica; Cr, Al, resistenza all ossidazione; Ni stabilità di fase. 15

16 Lega C Cr Ni Fe Co Ti Al B Mo Cb Altri Nibase Waspal resto Zr oy René 95 Pyrom et 31 Ni-Fe Base Lega 901 Lega 718 Lega 706 Pyrom et CTX resto W, 0.05Zr resto resto resto resto Pyrom resto Hf et CTX-2 Fe- Base A resto V 16

17 PROPRIETA E APPLICAZIONI DI ALCUNE SUPERLEGHE BASE Ni a 870 C. 17

18 La matrice è austenitica di Fe Ni o Co indurita per precipitazione. Negli anni 40 la matrice occupava una frazione volumetrica superiore al rinforzo poi negli anni c è stata un evoluzione arrivando a più di un 60% occupato dalla fase di rinforzo. In Tabella l evoluzione delle leghe base Nichel: 18

19 Anche la fase indurente ha subito un evoluzione negli anni : all inizio era costituita prevalentemente da carburi; poi dalla fase (FCC) e nel caso delle leghe base Ni dalla fase (BCT). Elementi che formano precipitati: Al e Ti, sono aggiunti per formare la fase Ni 3 (Al,Ti), composto intermetallico cfc, responsabile delle buone proprietà delle superleghe di nichel alle alte T. Un altro precipitato intermetallico, in grado di migliorare le proprietà resistenziali è, Ni 3 Nb, tetragonale a corpo centrato, usata in alcune leghe (Inconel 718). Cr e Fe possono entrare in e. Carburi, in funzione della composizione e del trattamento termico: MC, M 23 C 6, M 6 C e M 7 C 3, (M = metallo). Carburi sono importanti: presenti ai bordi grano per produrre la resistenza e la duttilità desiderata. essenziali per il controllo della dimensione del grano produrre durezza della matrice, precipitando in fine dispersione all interno di essa. Altri elementi come boro, zirconio e afnio sono aggiunti per stabilizzazione del bordo grano con il conseguente aumento della vita a creep; 19

20 Le più importanti fasi indurenti per precipitazione nelle superleghe nickel-ferro sono le seguenti: * : cubica a facce centrate ; ** : tetragonale a corpo centrato; *** : esagonale compatto Simbolo Struttura Composizione Ordinata cfc* Ni 3 (Al,Ti) Ordinata BCT** Ni 3 Nb Ni 3 Ti (o h ) HCP*** Ni 3 Ti 20

21 Gli elementi di lega nelle superleghe a base di Ni possono essere suddivisi in quattro tipi in base ai loro principali contributi alle leghe: (i) elementi di base (Nichel) (ii) elementi di rinforzo ; (iii) elementi di stabilità a lungo termine (iv)elementi di resistenza alla corrosione 21

22 La composizione delle leghe base Ni e Co è molto complessa: circa il 50 % di Co e Ni costituiscono la base della lega, il 10-15% di Cr migliora la stabilità superficiale e quindi la resistenza all ossidazione, il 4-8% di Ti e Al formano la fase FCC e infine Ta, Mo, W, Zr e C in percentuali minori che agiscono come stabilizzatori di bordo grano e formatori di carburi e precipitati indurenti. Gli elementi di lega influenzano anche il liquidus e il solidus delle superleghe a base di Ni-X. L influenza del contenuto di diversi elementi di lega sulle temperature di liquidus e solidus 22

23 Morfologia γ in funzione di % Re e W Microstruttura di quattro leghe 1444 contenenti quantità diverse di Re. I campioni sono stati tutti invecchiati per 2 ore a 1065 C. La lega originale è mostrata in (b), quelle mostrate in (c) ~ (e) sono ottenute sostituendo il W con rispettivamente il 2, 4, 6% in peso di Re. Queste quattro leghe presentano diversi contenuti di Re e W. Le leghe con più Re (c), (d) ed (e) mostrano cuboidi più piccoli di quelli senza Re (b), dimostrando che l'aggiunta di Re riduce la velocità di accrescimento della fase γ'. La dimensione della fase γ della lega (6% in peso Re) è circa 2/3 di quello in lega 1444 (0% in peso Re) dopo il trattamento termico. 23

24 Elementi di stabilità a lungo termine Un esposizione termica prolungata favorisce formazione fasi TCP che sono dannose perché: Intrinsecamente fragili Comporta riduzione elementi di rinforzo nella lega Genera sollecitazioni all interfaccia ϒ / ϒ favorendo nucleazione cricche L aggiunta di Rutenio aumenta la solubilità degli elementi Cr, Re, Al, Ta (che formano le fasi TCP) nella matrice, riducendo la probabiltà della precipitazione delle fasi TCP 24

25 Fasi TCP La formazione delle fasi TCP è favorita dall aggiunta di Cr, Mo, W e Re. La Tabella elenca le strutture e gli elementi costitutivi delle fasi TCP osservate in superleghe a base di Ni. La precipitazione delle fasi TCP consuma questi elementi e quindi riduce il loro effetto di rafforzamento sulla matrice γ. La fragilità dei precipitati TCP induce le regioni dove sono presenti ad essere dei siti privilegiati di nucleazione di micro cricche, quindi sono nocive per la resistenza al creep delle superleghe. Le più comuni fasi TCP che si possono trovare nelle superleghe 25

26 Trattamenti di soluzione: l obiettivo principale è mandare in soluzione le fasi precipitabili: e carburi; poi procedere con il trattamento controllato di precipitazione. Ovviamente la T di trattamento dipende dalla temperatura di solvus della varie fasi presenti, dalla T di crescita del grano che a sua volta è funzione anche dei carburi presenti a bordo grano, e dalle proprietà finali richieste alla lega. Con un grano fine e temperature di trattamento base si ottengono le migliori proprietà a fatica, a snervamento e a rottura, mentre le proprietà ad alte T e resistenza al creep si ottengono ingrossando il grano cristallino scegliendo una T di trattamento alta. 26

27 Invecchiamento: l obiettivo è la precipitazione della fase indurente in una forma tale da massimizzare le proprietà meccaniche. Meccanismi di indurimento: Il principale meccanismo di indurimento nelle superleghe Ni- Fe è la precipitazione di : e : ; alla base vi è il concetto che un precipitato ordinato dalle giuste dimensioni e distribuzione ostacola il passaggio delle dislocazioni attraverso la struttura cristallina. 27

28 Un gruppo numeroso è quello delle leghe indurite dalla fase ordinata cfc: la A-286 con basso Ni (25-26%) usata fino a T 650 C, la 901 e la 860 con più Ni (42-43%), usate fino a T 815 C. Le Inconel 718 e 706 (contenente più Fe della 718) rappresentano un secondo gruppo: l indurimento primario è dato dalla fase ordinata BCT; queste leghe presentano eccellenti proprietà a temperature criogeniche e vengono usate fino a 650 C. Un terzo gruppo deve il proprio indurimento a carburi, nitruri e carbonitruri, come le serie HMN (Fe, 18.5 Cr, 9.5 Ni, 3.5 Mn) e CRMD (Fe, 23 Cr, 5 Ni, 5 Mn, 1 W, 1 Mo): esse vengono usate fino a circa 815 C. 28

29 L ultimo gruppo contiene leghe per le quali non è possibile l indurimento per precipitazione, o lo è in minima parte: Hastelloy X (Ni, 22 Cr, 18.5 Fe, 9 Mo, 1.5 Co) ed Inconel 625. Queste leghe vengono usate soprattutto in applicazioni nelle quali si hanno sforzi modesti a T di 1100 C, nelle quali il requisito principale è la resistenza all ossidazione. 29

30 In figura è mostrato un tipico andamento delle curve di invecchiamento per una lega Nimonic 80A, che mettono in relazione durezza, tempo e temperatura. Il miglior effetto si ottiene dopo 128 ore a 700 C o 500 h a 650 C. Questi tempi non sono accettabili commercialmente quindi si fa un compromesso considerando anche i costi del trattamento e i tempi di attesa, nel caso in esame si fa il trattamento a 700 C per 16 ore. La fase nuclea durante la fase di raffreddamento dalla temperatura di solubilizzazione e cresce durante il trattamento a 700 C originando particelle sferiche di circa 20nm. Nel caso di leghe più complesse il T.T. viene eseguito in due step per ottenere una buona durezza in tempi ragionevoli. Per scegliere i tempi e le T di trattamento è necessario fare ricorso alle curve TTT per studiare la cinetica di invecchiamento e le reazioni di precipitazione. 30

31 In figura un possibile trattamento termico in un diagramma TTT per la lega Udimet 700: 4h a 1175 C raffreddamento in aria+4h a 1080 C raffreddamento in aria+24h a 845 C raffreddamento in aria+16h a 760 C raffreddamento in aria Il trattamento di solubilizzazione a 1175 C permette di portare in soluzione una buona parte di della fase e un alta percentuale di carburi; a 1080 C iniziano a precipitare i carburi di Cr a bordo grano. Il raffreddamento in aria provoca l inizio della precipitazione. Il trattamento di invecchiamento a 845 C permette la crescita dei precipitati e l ulteriore precipitazione della fase indurente. Alla fine di questa fase di trattamento la lega è ancora sovrassatura soprattutto di Al e Ti quindi è necessario un invecchiamento finale a 760 C. Alla fine si troveranno precipitati di diverse dimensioni. 31

32 Overaging Nelle superleghe a base Ni-Fe i precipitati indurenti spariscono per T tra i 650 ed i 760 C, formando un altra struttura meno efficace: la fase h esagonale, che sostituisce. Inoltre la fase h non può contenere altri elementi. 32

33 Superlega di Ni Il trattamento di invecchiamento è stato : da TA a 1080 C in 2h mantenimento a questa temperatura per 6h e raffreddamento veloce, tutto in atmosfera protettiva Argon. Nella prima foto (Ti 3 Al) EDS zona A: Elmt Element Atomic % % Ti K 24,74 55,39 Ta L 75,26 44,61 Total 100,00 100,00 33

34 Dischi dei motori turbogetto sono componenti rotanti soggetti ad elevate sollecitazioni centrifughe e ad elevate temperature (fino a 700 C). Questo è, ad esempio il caso di alcuni dischi del motore M88-2 installato sul RAFALE. I dischi più sollecitati sono ottenuti da polveri di superlega a base Nickel. I componenti così costruiti sono caratterizzati da una microstruttura estremamente omogenea e da proprietà meccaniche molto uniformi. Le polveri sono ottenute sia mediante spruzzatura con un getto di argon (SPRAYING), sia per centrifugazione. Polveri di superlega (Ingrandimento 200X) 34

35 Elementi Cromo Molibdeno Tungsteno Effetti Aumenta la resistenza all ossidazione e forma i carburi M 23 C 6 e M 7 C 3. Induriscono per alligazione, promuovono la precipitazione delle fasi TCP (in particolare fase s e ) e formano i carburi M 6 C e MC. Alluminio Titanio Cobalto Boro Zirconio Formano il composto intermetallico [Ni 3 (Al,Ti)] che indurisce per precipitazione e il carburo MC (soprattutto il Ti); l Al aumenta la resistenza all ossidazione Aumenta la temperatura di solvus di. Inibiscono il coarsening dei carburi, incrementano la durezza del bordograno, la resistenza a creep e la duttilità; il B forma inoltre boruri se presente in sufficiente quantità. Carbonio Forma vari carburi come MC, M 6 C, M 23 C 6 e M 7 C 3. Niobio Forma il precipitato Ni 3 Nb (fase ), e il carburo MC. Tantalio Indurisce per alligazione e forma il carburo MC. 35

36 Esempi di superlega: in ordine crescente di resistenza a caldo le leghe di Ni sono: Inconel, Nimonic (semilavorate), Nimocast (getto) e le Hastelloy. Composizione, % Lega Cr Ni Co Mo W Nb Ti Al Fe C Altri Hastelloy B 1.0 max max V Inconel max Cu Nimonic max Cu Astroloy B, 0.06 Zr IN René V, 0.06 Zr, B B, 0.03 Zr Udimet B MAR-M Ta, 1.3 Hf, 0.01 B, 0.05 Zr 36

37 Influenza dell ambiente Nelle superleghe a base nickel e cobalto poiché le reazioni superficiali avvengono abbastanza rapidamente alle T di lavoro. Le superleghe a base nickel-ferro vengono usate da 540 a 760 C e l aspetto dell ambiente è meno critico. Inoltre, il contenuto in Cr è generalmente attorno al 15% o anche di più, assicurando una buona protezione dall ossidazione. Comunque, se una lega come la Hastelloy X viene esposta a 980 C o più, le reazioni di ossidazione assumono maggior importanza, e bisogna assicurare una certa protezione. Sia Mo che W influenzano in modo negativo la resistenza all ossidazione, il primo produce un effetto di blistering associato alla formazione di ossido di molibdeno volatile. 37

38 Il comportamento ad ossidazione della Hastelloy X e di altre leghe la cui scaglia principale di ossido è costituita da Cr 2 O 3 è complicato dalla volatilizzazione di una significativa quantità di Cr 2 O 3 che avviene a 980 C ed oltre per reazione con l ossigeno per dare CrO 3, che è gassoso. In condizioni di esposizione dinamiche la velocità di ossidazione diventa catastrofica se la T è elevata, poiché il CrO 3 viene continuamente asportato dalla superficie dal getto di gas ad alta velocità. L aggiunta di piccole quantità di elementi delle terre rare (lantanio e cerio), assieme al 1% di manganese comporta la formazione di un ossido non volatile formatosi dopo l esposizione ad alta T. Viene anche usato un ricoprimento di tipo Al 2 O 3 che è l ossido più protettivo che può essere formato. 38

39 Produzione delle superleghe: La microfusione a cera persa prevede l utilizzo di forme a perdere, i modelli si ottengono iniettando cera in una forma cava primaria, dotate di anime in cera solubile che formeranno poi i canali di raffreddamento della paletta, successivamente verranno eliminate attraverso degli opportuni solventi. Infine i diversi modelli in cera vengono assemblati ad un albero di colata, dove vengono montati anche i canali di colata e alimentazione attraverso delle fusioni locali. Successivamente il modello viene rivestito attraverso un guscio ceramico, la cui forma viene ottenuta attraverso l immersione del modello in una miscela di refrattario, composta da silice, zirconia, allumina, ossidi e da un legante. L operazione viene svolta più di una volta con bagni di granulometria crescente affinché si giunga ad uno spessore del guscio idoneo a resistere alla pressioni. Infine la forma in ceramica viene eliminata dalla cera attraverso l essiccazione in forni di cottura ad oltre 1500 C, che permette alla forma di presentare un opportuna resistenza meccanica. Dopo che lo stampo è stato preriscaldato e degasato, è pronto per colata della superlega fusa. Il processo di colata avviene a vuoto a circa 1500 C. Il processo di raffreddamento viene quindi controllato per creare le microstrutture richieste. Le prestazioni e la durata della paletta sono in gran parte determinate dalla struttura dei grani. Dopo che la paletta della turbina si solidifica, il guscio dell'investimento viene rotto meccanicamente. Quindi, il nucleo di ceramica viene eliminato con una soluzione chimica. La paletta della turbina passa quindi attraverso alcune piccole lavorazioni per acquisire la sua forma finale e poi essere 39 trattato termicamente.

40 Sopra il processo di rivestimento del guscio ceramico attraverso immersione in una miscela refrattaria. Nell immagine di sotto è possibile osservare un modello in cera di una paletta. Processo di colata della lega all interno del guscio ceramico, con sopra una sezione di una paletta. 40

41 In figura viene mostrato un esempio della variazione della resistenza a creep ad alta T di una lega MAR-M200 con diversa microstruttura: solidificazione convenzionale, grani colonnari e monocristallo. 41

42 Le superleghe vengono utilizzate fino a 0.8 T fusione quindi miglioramenti in questo senso sono poco probabili e le T di esercizio resteranno da C. I miglioramenti possono essere verso la diminuzione dei costi e il miglioramento di alcune proprietà specifiche. 42

43 Storia del miglioramento della temperatura di resistenza al creep correlata allo sviluppo dei processi di produzione. 43

44 Temperatura massima di resistenza di alcune superleghe monocristalline a base Ni. 44

45 Composizione di alcune superleghe monocristalline a base Ni Dal punto di vista della composizione chimica, la differenza principale tra la prima e la seconda generazione è l'aggiunta di Re. La terza generazione è stata sviluppata aumentando il contenuto di Re dal 3.0 % al 5.0% in peso. La quarta generazione ha visto l'aggiunta di Ru e la quinta generazione ha ulteriormente aumentato il contenuto di Ru dal 3,0% in peso al 5,0% in peso e ottimizzato il rapporto Re / Ru. La sesta generazione è stata creata perfezionando il contenuto di altri elementi. Il Re è un elemento di rinforzo efficace, con aumento di ~ 30 C della temperatura massima di resistenza per il 3% in peso di aggiunta di Re. Tuttavia, una 45 quantità eccessiva di Re porta alla precipitazione delle fasi TCP.

46 Una delle tecnologie più avanzate per la produzione di dischi per turbine è un evoluzione della metallurgia delle polveri della HIP (Hot Isostatic Pressing). Un altro aspetto è il miglioramento della vita dei pezzi aumentando la resistenza al creep e a fatica termica. Su questa strada sono le superleghe monocristalline o colonnari e sulle leghe ODS. L altro aspetto è il miglioramento della resistenza a corrosione e ossidazione con rivestimenti applicati direttamente sul pezzo di NiAl e MCrAlY. A causa di considerazioni di peso (o di rapporto resistenza/densità), è in atto uno sviluppo delle leghe di titanio. 46

47 LEGA s y (MPa) s r (MPa) s r (MPa) in T INCONEL (650 C) ASTROLOY PYROMET (538 C) CTX-3 INCOLOY (550 C) 907 René WASPALOY (650 C) In tabella alcune superleghe con le principali caratteristiche anche in T. 47

48 CASO 1: T < 700 C IMPIEGHI: motore a gas (stadi turbine a media temperatura); motore razzi e reattori nucleari; veicoli spaziali Temperature di questo tipo non creano problemi in termini di creep diffusivo: superlega policristallina. La presenza del bordograno, però, impone la presenza del C e di altri elementi formatori di carburi che devono stabilizzare il bordograno. La quantità di C resta limitata per effetto infragilente dei carburi. L indurimento è garantito sia per soluzione da parte di elementi refrattari, che per precipitazione di e, composti generati dalla presenza del Ti e del Nb. Il Fe è elemento sia indurente che "economizzante", e il Mn come elemento adibito all eliminazione delle impurezze del bordograno (Pb, Bi, P, S). INCONEL 718 (o analogamente le 706, 625, 617) Lega Ni / % Ni Cr Mo Nb Al Ti Fe Mn Si C Inconel

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50 CASO 2 : T fino a 850 C IMPIEGHI: - motore a gas (palette turbine) - motore razzi e reattori nucleari - veicoli spaziali La velocità di creep diffusivo deve essere considerata: per minimizzare questo effetto è necessario utilizzare superleghe a grana colonnare, ottenute quindi per solidificazione direzionale. La presenza del bordograno induce all utilizzo del C e dei relativi elementi formatori di carburi, mentre la presenza del Co si rivela necessaria per aumentare il campo di stabilità del precipitato. L impiego dell afnio è considerato la sua ottima capacità a inibire i fenomeni di scorrimento lungo il bordograno. ESEMPIO DI SUPERLEGA ADATTA RENE 80H Lega Ni / % Cr Co W Mo Ti Al Hf B Zr C Renè 80H

51 CASO 3 : T fino a 1100 C IMPIEGHI:- motore a gas (palette turbine in entrata, camera di combustione) - motore razzi e reattori nucleari - veicoli spaziali A queste T il creep diffuso rappresenta il fenomeno più pericoloso per la vita della lega. E necessario l utilizzo di superleghe monocristalline. La mancanza di bordograno giustifica l assenza del C e degli elementi formatori di C: ne segue una composizione decisamente semplice. Cannon Muskegon CMSX-2 Lega Ni / % Cr Co W Mo Ta Ti Al CMSX

52 CASO 4 T > 1100 C IMPIEGHI: - motore a gas (palette turbine) - veicoli spaziali A queste T le superleghe base Ni monocristalline non resistono. A fianco dell indurimento per precipitazione di è necessario produrre l indurimento per dispersione di ossido. Le leghe ODS sono policristalline: per questo si nota nella composizione la presenza del C, di elementi formatori di carburi e di elementi quali B e Zr che in maniera diversa assicurano la stabilità del bordograno. Inconel MA-6000E (o Inconel MA-754) Lega Ni / % Cr Mo W Ti Ta Al Fe C Y 2 O 3 Zr B In MA-6000E In MA