DE19617093A1

DE19617093A1 - Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen

Info

Publication number: DE19617093A1
Application number: DE19617093A
Authority: DE
Inventors: Maxim Dr Konter
Original assignee: ABB Research Ltd Switzerland
Current assignee: Alstom SA
Priority date: 1996-04-29
Filing date: 1996-04-29
Publication date: 1997-10-30
Anticipated expiration: 2016-04-30
Also published as: CA2202331A1; JP3950513B2; CA2202331C; DE59703990D1; US5882446A; DE19617093C2; EP0805223B1; EP0805223A1; ES2161427T3; JPH1046303A

Description

Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen nach dem Oberbegriff des ersten Anspruches.

Stand der Technik

Derartige Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis- Superlegierungen sind bekannt aus US 4,643,782. Dort werden Nickel-Basis- Superlegierungen mit dem Handelsnamen "CMSX" beschrieben, aus denen im Gußverfahren Einkristall-Komponenten hergestellt werden können, insbesondere Schaufeln für Gasturbinen. Eine solche Nickel-Basis-Superlegierungen mit der Bezeichnung "CMSX-4" setzt sich im wesentlichen zusammen aus (in Gew.-%):
9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.

Diese Nickel-Basis-Superlegierungen werden gemäß der US 4,643,782 einer Wärmebehandlung unterworfen um die γ′-Phase und das γ/γ′-Eutektikum zu lösen und in einen Alterungsprozeß reguläre γ′-Ausscheidungen zu erzeugen.

Durch zu hohe Spannungen beim Gußprozeß zwischen Form und Gußteil kann es jedoch nach dem Lösungsglühen der Gußteile zu unkontrollierbaren Rekri stallisationen kommen, was bei der Produktion zu hohen Ausschußraten führt. Weiter entsteht aufgrund der geringen Abkühlraten im Einkristall-Gußverfahren eine grobe γ′-Struktur im Gußteil, verglichen mit herkömmlichen Gußteilen. Die dentritische Segregation im Einkristall-Gußverfahren ist zudem stärker, was zu einer tieferen Phasenstabilität führt. Deshalb wird eine gute Diffusions- Glühbehandlung benötigt, damit während der Benutzung, d. h. der Alterung, des Einkristall-Gußteiles keine spröden Phasen ausgeschieden werden.

Darstellung der Erfindung

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, bei einem Wärmebehandlungsverfah ren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis-Superlegierungen der eingangs genann ten Art eine homogene, stabile Struktur zu erzeugen die eine hohe Kriech-, Ermü dungsfestigkeit und gute Alterungseigenschaften aufweist.

Erfindungsgemäß wird dies durch die Merkmale des ersten Anspruches erreicht.

Kern der Erfindung ist es also, daß die Wärmebehandlung des Werkstoffkörpers folgende Schritte umfaßt: Glühen bei 850°C bis 1100°C, erwärmen auf 1200°C, erwärmen auf eine Temperatur 1200°C<T1300°C mit einer Aufheizrate kleiner gleich 1°C/min, einem mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozeß bei einer Temperatur 1300°CT1315°C.

Die Vorteile der Erfindung sind unter anderem darin zu sehen, daß durch das Verfahren Versetzungsquellen geschlossen und damit die Erzeugung weiterer Versetzungen verhindert wird. Weiter wird eine Rekristallisation währen dem Auf heizprozeß vermieden und die Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes forciert. Durch den mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozeß entsteht eine sehr gute Homogenisierung der Werkstoffkörper. Das verbleibende Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% reicht aus um die Korngrenzen von Rekristallisationskörner zu pinnen.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Un teransprüchen.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

In den Zeichnungen sind Schliffbilder von wärmebehandelten Proben der Legie rung "CMSX-4" sowie ein Wärmebehandlungsverfahren dargestellt.

Es zeigen:

Fig. 1 eine Legierungsstruktur nach dem Homogenisierungs- und Lösungspro zeß entsprechend dem erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsver fahren;

Fig. 2 durch Partikel des Resteutektikums gepinnte Rekristallisations- Korngrenzen;

Fig. 3 nadelförmige Ausscheidungen einer spröden, Re-Cr-reichen Phase, die Probe wurde bei Temperaturen unterhalb 1300°C lösungsgeglüht;

Fig. 4 eine schematische Darstellung eines erfindungsgemäßen Wärmebe handlungsverfahren für eine einkristalline Schaufel.

Weg zur Ausführung der Erfindung

Aus der obengenannten Legierung "CMSX-4" wurden einkristalline Gußteile, ins besondere Schaufeln, für Gasturbinen hergestellt. Die Gußteile wurden dem fol genden Wärmebehandlungsverfahren unterworfen:

a) Die einkristalline Schaufel wurde während mindestens 2 Stunden bei 850 bis 1100°C spannungsarm geglüht, vorzugsweise während 1 bis 4 Stunden bei 930 bis 970°C, insbesondere bei etwa 950°C, und während 2 bis 20 Stunden bei 1030 bis 1070°C, insbesondere bei etwa 1050°C.

Die treibende Kraft von Rekristallisationsvorgängen sind Versetzungen, falls die Versetzungsdichte den kritischen Wert überschreitet. Das obenbeschriebene Spannungsarmglühen hat zum Ziel, Versetzungsquellen (wie beispielsweise Frank-Read-Quellen oder Eigenspannungskonzentrationen) zu schließen, um die Erzeugung von weiteren Versetzungen zu verhindern. Dies ist nötig, um eine Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes im nachfolgenden Wärmebehandlungs schritt c) zu ermöglichen.

Das Spannungsarmglühen alleine reicht jedoch nicht aus, um eine Rekristallisati on zu vermeiden, wenn die lokale Verformung im Material 3% überschreitet (Tabelle 1).

b) Danach wurde die einkristalline Schaufel auf 1200°C, mit einer Aufheizrate von 2 bis 20°C/min erhitzt vorzugsweise beträgt die Aufheizrate 5°C/min.
c) Nachfolgend wurde die einkristalline Schaufel über die γ′ Soliduskurve, d. h. auf 1200 bis 1300°C mit einer Aufheizrate von weniger als 1°C/min erhitzt, vorzugs weise beträgt die Aufheizrate 0.5°C/min, mit dem Ziel einer Annihilation des Ver setzungs-Netzwerkes bevor die γ′-Phase aufgelöst wird.

Unterhalb einer Temperatur von 1200°C wird die Versetzungsbewegung durch die γ′-Partikel behindert und eine Rekristallisation ist unmöglich. Bei höheren Tempe raturen, wenn die γ′-Phase gelöst wird, d. h. bei 1200 bis 1300°C für CMSX-4, ste hen sich Rekristallisation von Körnern in den Gebieten mit den größten Verset zungsdichten und Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Bewe gung der Versetzungen in Konkurrenz gegenüber. Mit einer geringen Aufheizrate von weniger als 1°C/min gewinnt die Annihilation des Versetzungs-Netzwerkes aufgrund der Versetzungsbewegung Oberhand. Die Versuche haben gezeigt, daß bei höheren Aufheizraten die Rekristallisation bereits während des Aufheiz prozesses beginnt.

Wird nur eine geringe Aufheizrate angewendet, d. h. wird das Spannungsarmglü hen nach a) und der nachfolgende Wärmebehandlungsschritt d) weggelassen, tritt jedoch Rekristallisation auf, wenn die lokale Verformung im Material 3.5% überschreitet (Tabelle 1).

d) Danach folgt ein mehrstufiger Prozeß im Temperaturbereich von 1300°CT 1315°C um die roh gegossene γ′-Phase zu homogenisieren und lösen, kombiniert mit einem Rest-Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-%. In Fig. 1 ist die homogenisierte und gelöste γ′-Phase mit Partikeln aus Resteutektikum abgebildet. Dieser Homogenisierungs- und Lösungsprozeß erfolgt vorzugsweise mit zwei Schritten: Glühen bei etwa 1300°C während etwa 2 Stunden und anschließend bei etwa 1310°C während 6 bis 12 Stunden.

Das Wachstum von neuen Körnern während dem Lösungsglühen kann durch Partikel des verbleibende Eutektikums, durch die Temperatur und die Lösungszeit behindert werden. In der Fig. 2 ist eine durch das Resteutektikum gepinnte Korn grenze eines Rekristallisationskornes abgebildet. In der Tabelle 2 ist das erfin dungsgemäße Wärmebehandlungsverfahren dem Verfahren nach US 4,643,782 gegenübergestellt.

In den nach der US 4,643,782 hergestellten Proben entsteht ein verbleibendes Eutektikum von 7 bis 8% und Rekristallisationskörnern von sehr kleinem Durch messer (≈0.5 mm). Durch das Lösungsglühen bei Temperaturen unterhalb 1300°C entsteht bei der Alterung oder der Benützung dieser Proben bei 1050°C jedoch eine spröde, Re-Cr-reiche Ausscheidung. In der Fig. 3 sind diese nadelförmigen, Re-Cr-reichen Ausscheidungen dargestellt. Diese spröde Ausscheidung hat schlechte Kriech- sowie Ermüdungseigenschaften zur folge. Durch die Partikel des verbleibenden Eutektikums werden die Korngrenzen der Rekristallisations körner gepinnt und so am Wachstum gehindert. Die üblicherweise an der Ober fläche der Probekörper entstehenden Rekristallisations-Körner können während der Bearbeitung der Schaufeln abgetragen werden. Bei Schaufeln können die in nerhalb der Schaufel, beispielsweise an den Kühlkanälen, auftretenden Rekristal lisations-Körner vernachlässigt werden, da dort keine hohen Spannungen auftre ten.

Mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zwischen 1300°CT1315°C wird eine geringe Versetzungsdichte, erzeugt durch das Spannungsarmglühen sowie den Annihilations-Prozeß, viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% und eine viel bessere Homogenisierung erreicht. Aufgrund des vorge nannten kann durch viel weniger verbleibendes Eutektikum von 1 bis 4 Vol.-% der gleiche Pinning-Effekt der Korngrenzen der Rekristallisationskörner erzielt wer den, bei einer viel besseren Homogenisation des Restkörpers.

Bei einem Lösungsglühprozeß oberhalb 1315°C würde das gesamte γ′-Eutektikum gelöst, gefolgt von einer Rekristallisation der Komponenten, ohne ei ner Behinderung des Kornwachstumes.

e) Danach wird die einkristalline Schaufel mit einem Strom aus Argon abge schreckt.

In der Fig. 4 ist schematisch eine besonders vorteilhafte Ausführungsform des er findungsgemäßen Wärmebehandlungsverfahren dargestellt, indem die Zeit t ge gen die Temperatur T aufgetragen ist. Die einkristalline Schaufel wird mit einer Aufheizgeschwindigkeit R1 = 10°C/min auf eine Temperatur T1 = 950°C aufge heizt und bei T1 während 1-4 Stunden gehalten. Danach wird die einkristalline Schaufel mit einer Aufheizgeschwindigkeit R2 = 10°C/min auf eine Temperatur T2 = 1050°C aufgeheizt und bei T2 während 2-20 Stunden gehalten. Anschließend wird die einkristalline Schaufel mit einer Aufheizgeschwindigkeit R3 = 10°C/min auf eine Temperatur T3 = 1200°C aufgeheizt. Die einkristalline Schaufel wird nun mit einer Aufheizgeschwindigkeit R4 = 0.5°C/min auf eine Temperatur T4 = 1300°C aufgeheizt und bei T4 während 2 Stunden gehalten. Danach wird die ein kristalline Schaufel auf eine Temperatur T5 = 1310°C aufgeheizt und bei T5 wäh rend 6-12 Stunden gehalten und anschließend mit einen Argonstrom abge schreckt.

Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf das gezeigte und beschriebene Ausführungsbeispiel beschränkt. Das obenbeschriebenen Wärmebehandlungs verfahren kann auch auf andere Nickel-Basis-Superlegierungen mit einer ähnli chen Soliduslinie, Schmelztemperatur und γ′-Lösungs-Temperatur angewendet werden.

Tabelle 1

Rekristallisation (Rx) von vorverformten CMSX-4 Proben

Tabelle 2

Eigenschaften von sandgestrahlten Proben nach verschiedenen Lösungsbehandlungen und Alterung bei 1050°C

Claims

1. Wärmebehandlungsverfahren für Werkstoffkörper aus Nickel-Basis- Superlegierungen, insbesondere für Einkristalle aus Nickel-Basis- Superlegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung des Werkstoffkörpers folgende Schritte um faßt: Glühen bei 850°C bis 1100°C, erwärmen auf 1200°C, erwärmen auf eine Temperatur 1200°C<T1300°C mit einer Aufheizrate kleiner gleich 1°C/min, einen mehrstufigen Homogenisierungs- und Lösungsprozeß bei einer Temperatur 1300°CT1315°C.

2. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Temperatur 930°CT970°C während 1 bis 4 Stunden und bei einer Temperatur 1030°CT1070°C während 2 bis 20 Stunden geglüht wird.

3. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Temperatur von etwa 950°C während 1 bis 4 Stunden und bei einer Temperatur von etwa 1050°C während 2 bis 20 Stunden geglüht wird.

4. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper auf eine Temperatur 1200°C<T1300°C mit einer Auf heizrate von etwa 0. 5°C/min erwärmt wird.

5. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Homogenisierungs- und Lösungsprozeß umfaßt: Glühen bei et wa 1300°C während etwa 2 Stunden und anschließend bei etwa 1310°C während 6 bis 12 Stunden.

6. Wärmebehandlungsverfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Werkstoffkörper wärmebehandelt wird, der sich im wesentlichen zusammensetzt aus (in Gew.-%): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.

7. Wärmebehandlungsverfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß ein Werkstoffkörper wärmebehandelt wird, der eine annähernd glei che Soliduslinie, Schmelztemperatur und γ′-Lösungs-Temperatur aufweist wie ein Werkstoffkörper welcher sich im wesentlichen zusammensetzt aus (in Gew.-%): 9.3-10.0 Co, 6.4-6.8 Cr, 0.5-0.7 Mo, 6.2-6.6 W, 6.3-6.7 Ta, 5.45-5.75 Al, 0.8-1.2 Ti, 0.07-0.12 Hf, 2.8-3.2 Re, Rest Nickel.