DE2949158A1

DE2949158A1 - Waermebehandeltes nickelbasissuperlegierungserzeugnis, verfahren zum herstellen eines einkristallnickelbasissuperlegierungserzeugnisses sowie zwischenstufeneinkristallerzeugnis

Info

Publication number: DE2949158A1
Application number: DE19792949158
Authority: DE
Inventors: David Noel Duhl; Walter E Olson
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: RTX Corp
Priority date: 1978-12-18
Filing date: 1979-12-06
Publication date: 1980-06-26
Also published as: FR2444722A1; BR7908122A; SE7910310L; BE880399A; IL58876A0; GB2039296A; IT1165421B; JPS5582758A; IT7928108A0; NO794105L

Description

Wärmebehandeltes Nickelbasissuperlegierungserzeugnis, Verfahren zum Herstellen eines Einkristal lnickelbasissuperlegierungserzeugnisses sowie Zwischenstufeneinkristallerzeugnis .

Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der homogenen Einkristallsuperlegierungserzeugnisse.

Das Gebiet der Superlegierungen auf Nickelbasis wird seit vielen Jahren intensiv erforscht und als Ergebnis dessen sind auf diesem Gebiet viele Patente erteilt worden. Einige der Patentschriften beschreiben Legierungen, welche keine absichtlichen Zusätze von Kobalt, Kohlenstoff, Bor, oder Zirkonium enthalten, oder Legierungen, in denen diese Elemente wahlweise enthalten sind. Zu diesen gehören beispielsweise die US-PSen 2 621 122; 2 781 264; 2 912 323; 2 994 605; 3 046 108; 3 166 412; 3 188 402; 3 287 110;

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3 304 176 und 3 322 534. Diese Patentschriften beschreiben keine Einkristallverwendungszwecke.

Die US-PS 3 494 709 beschreibt die Verwendung von Einkristallerzeugnissen in Gasturbinentriebwerken. Diese Patentschrift erläutert, daß es erwünscht ist, gewisse Elemente, wie Bor und Zirkonium, auf niedrige Gehalte zu begrenzen.

Die Begrenzung von Kohlenstoff auf niedrige Gehalte in Einkristellsuparlegierungserzeugnissen ist in der US-PS 3 567 526 beschrieben.

Die US-PS 3 915 761 beschreibt ein Nickelbasissuperlegierungserzeugnis, das durch ein Verfahren hergestellt wird, welches ein hyperfeines Dentritengefüge ergibt. Als Ergebnis der Feinheit des Gefüges kann das Erzeugnis in relativ kurzen Zeiten homogenisiert werden.

Die herkömmlichen Superlegierungen auf Nickelbasis, die benutzt werden, um solche Teile herzustellen, sind in den letzten 30 Jahren entwickelt worden. Typischerweise enthalten diese Legierungen Chrom in Gehalten von etwa 10% hauptsächlich für die Oxydationsbeständigkeit, Aluminium und Titan in kombinierten Gehalten von etwa 5% für die Bildung der verfestigenden Y -Phase und hochschmelzende Metalle, wie Wolfram, Molybdän, Tantal und Niob in Gehalten von etwa 5% als Mischkristallverfestiger. Praktisch alle Nickelbasissupenlegierungen enthalten außerdem Kohlenstoff in Gehalten von etwa 0,1%, der als Korngrenzenverfestiger dient und Carbide bildet, die die Legierung verfestigen. Bor und Zirkonium werden ebenfalls häufig in kleinen Mengen als Korngrenzenverfestiger zugesetzt.

üblicherweise werden Gasturbinenschaufeln durch Gießen hergestellt und das am häufigsten angewandte Gießverfahren

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ergibt Teile, die gleichachsige nichtorientierte Körner haben. Es ist bekannt, daß die Hochtemperatureigenschaften von Metallen gewöhnlich ziemlich von den Korngrenzeneigenschaften abhängig sind, weshalb Anstrengungen unternommen worden sind, um diese Korngrenzen zu festigen (beispielsweise durch die oben erläuterten Zusätze), oder die Korngrenzen quer zu der Hauptspannungsachse des Teils zu reduzieren oder zu eliminieren. Ein Verfahren des EIiminierens dieser Quergrenzen wird als gerichtete Erstarrung bezeichnet und ist in der US-PS 3 260 505 beschrieben. Die Auswirkung der gerichteten Erstarrung besteht darin, daß ein orientiertes Mikrogefüge von stengeligen Körnern geschaffen wird, dessen Hauptachse parallel zu der Spannungsachse des Teils ist und das minimale oder keine Korngrenzen senkrecht zu der Spannungsachse des Teils hat. Eine weitere Ausdehnung dieses Konzepts ist die Benutzung von Einkristallteilen in Gasturbinenschaufeln. Dieses Konzept ist in der US-PS 3 494 709 beschrieben. Der offensichtliche Vorteil der Einkristallschaufel ist das vollständige NichtVorhandensein von Korngrenzen. In Einkristallen sind die Korngrenzen als potentielle Schwächungsstellen deshalb eliminiert, weshalb die mechanischen Eigenschaften des Einkristalls vollständig von den dem Material eigenen mechanischen Eigenschaften abhängig sind.

Im Stand der Technik sind bei der Legierungsentwicklung große Anstrengungen auf die Lösung der Probleme gerichtet worden, die sich aus den Korngrenzen ergeben, indem Elemente, wie Kohlenstoff, Bor und Zirkonium zugesetzt worden sind. Ein weiteres Problem, das im Stand der Technik bei der Legierungsentwicklung zu vermeiden versucht worden ist, ist die Ausbildung von schädlichen Phasen nach langer Einwirkung hoher Temperaturen (d.h. Legierungsinstabilität) . Von diesen Phasen gibt es zwei generelle Typen. Die Phase des einen Typs, die 6* -phase, ist wegen ihrer Sprödigkeit unerwünscht, während der andere Typ von

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Phase, die μ-Phase unerwünscht ist, weil diese Phase große Mengen der hochschmelzenden Mischkristallverfestiger bindet und somit die übrigen Legierungsphasen schwächt. Diese Phasen werden als TCP-Phasen oder topologisch fest gepackte Phasen (topologically closed packed phases) bezeichnet und eine ihrer gemeinsamen Eigenschaften ist, daß sie alle Kobalt enthalten. Es gibt TCP-Phasen, die sich in Abwesenheit von Kobalt bilden können, diese kobaltfreien TCP-Phasen enthalten aber andere Elemente, wie Silicium, die gewöhnlich in Nickelbasissuperlegierungen nicht angetroffen werden. Eine naheliegende Abhilfemaßnahme zum Kontrollieren dieser schädlichen Phasen ist zwar das Entfernen oder Minimieren von Kcbalt, diese Maßnahme hat sich jedoch bei bekannten Legierungen für polykristalline Verwendungszwecke nicht als praktisch erwiesen. Das Problem besteht darin, daß, wenn Kobalt entfernt oder beträchtlich verringert wird, sich der Kohlenstoff vorzugsweise mit den hochschmelzenden Metallen vereinigt und M,C-Carbide bildet, die für die Eigenschaften des Materials ungünstig sind, da durch ihre Bildung die Legierung an verfestigenden hochschmelzenden Elementen verarmt.

Die US-PS 3 567 526 beschreibt, daß Kohlenstoff vollständig aus Einkristallsuperlegierungserzeugnissen entfernt werden kann und daß dieses Entfernen die Dauerwechselfestigkeit verbessert.

In Einkristallerzeugnissen, die frei von Kohlenstoff sird, gibt es zwei wichtige Verfestigungsmechanismen. Der wichtigste Verfestigungsmechanismus ist die intermetallische

/ -Phase Ni-(Al, Ti). In modernen Superlegierungen auf Nikkeibasis kann die Y-Phase in Mengen von bis zu 60 Vol.% vorkommen. Der zweite Verfestigungsmechanismus ist die Mischkristallverfestigung, die durch das Vorhandensein der hochschmelzenden Metalle, wie Wolfram und Molybdän in der Nickelmischkristallmatrix erzeugt wird. Für einen konstanten Υ -Volumenbruchteil können beträchtliche Änderungen in

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der Verfestigungswirkung dieses Y-Volumenbruchteils erzielt werden, indem die Größe und die Morphologie der Ϋ-Ausscheidungsteilchen verändert werden. Die Y-Phase ist dadurch gekennzeichnet, daß sie eine Solvustemperatur (solvus = Löslichkeitskurve für den festen Zustand im Zustandsschaubild) hat, oberhalb welcher sich die Phase in die Matrix löst. Bei vielen Gußlegierungen liegt jedoch die «-Solvustemperatur tatsächlich oberhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens, so daß es nicht möglich ist, die Y-Phase effektiv in Lösung zu bringen, ohne daß das Schmelzen beginnt. Das In-Lösung-Bringen der T-Phase ist der einzige Weg, auf dem die Morphologie der beim

Gießen entstandenen X-Phase modifiziert werden kann, weshalb bei vielen modernen technischen Nickelbasissuperlegierungen die Y-Morphologie auf die Morphologie beschränkt ist, die sich aus dem ursprünglichen Gießprozeß ergibt. Der andere Verfestigungsmechanismus, die Mischkristallverfestigung, ist am wirksamsten, wenn die Mischkristallverfestigungselemente in der gesamten Nickelmischkristallmatrix gleichmäßig verteilt sind. Auch diese Verfestigung wird in ihrer Wirksamkeit verringert, und zwar wegen der Natur des Gieß- und Erstarrungsprozesses. Praktische Superlegierungen auf Nickelbasis erstarren in einem weiten Temperaturbereich. Der Prozeß des Erstarrens oder Festwerdens beinhaltet die Bildung von Dendriten mit hohem Schmelzpunkt mit sich daran anschließendem Erstarren der interdendritischen Flüssigkeit mit niedrigerer Schmelztemperatur. Dieser Erstarrungsprozeß führt zu beträchtlichen Zusammensetzungsinhomogenitäten in dem gesamten Mikrogefüge. Es ist theoretisch möglich, ein solches Mikrogefüge durch Erhitzen auf erhöhte Temperaturen, damit eine Diffusion stattfin den kann, zu homogenisieren, in praktischen Nickelbasissuperlegierungen ist aber die maximale Homogenisierungstemperatur, die durch die Temperatur des beginnenden Schmelzens begrenzt wird, zu niedrig, um eine nennenswerte Homogenisierung in praktischen Zeitspannen zu gestatten.

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Die Erfindung umfaßt drei miteinander in Beziehung stehende Aspekte. Der erste Aspekt ist die besondere Legierung, die verwendet wird. Die Legierung ist eine Legierung auf Nickelbasis, die etwa 8 bis etwa 12% Chrom, etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium, etwa 1 bis 2% Titan, 3 bis 5% Wolfram und 10 bis 14% Tantal enthält. Der Kobaltgehalt wird so kontrolliert, daß er in den Bereich von 3-7% fällt, und der Rest ist vor allem Nickel. Die bei der Erfindung benutzte Legierung ist frei von absichtlichen Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium, obwohl diese Elemente offenbar als unabsichtliche Verunreinigungen vorhanden sein können. Die Legierung ist dadurch gekennzeichnet, daß sie eine Temperatur des beginnenden Schmelzens von über etwa 1260 ⁰C hat. Diese Legierung kann somit unter Bedingungen wärmebehandelt werden, die gestatten, die Y-Phase ohne beginnendes Schmelzen in Lösung zu bringen. Gleichzeitig gestattet die hohe Temperatur des beginnenden Schmelzens vor allem eine vollständige Homogenisierung der Legierung in wirtschaftlich praktischen Zeiten. Die hohe Temperatur des beginnenden Schmelzens der Legierung ist ein Ergebnis des NichtVorhandenseins von Kohlenstoff, Bor und Zirkonium. Der niedrige Kobaltgehalt blockiert die Bildung von schädlichen TCP-Phasen.

Der zweite wichtige Aspekt der Erfindung ist die oben beschriebene Umwandlung der Legierung in Einkristallerzeugnisse.

Der dritte Aspekt der Erfindung ist die Wärmebehandlungsfolge, durch die die Ϋ-Morphologie modifiziert und verfeinert werden kann, und zwar gleichzeitig mit der Ausführung der beträchtlichen Homogenisierung des beim Gießen entstandenen Mikrogefüges. Das sich ergebende Einkristallerzeugnis wird ein Mikrogefüge haben, dessen typische Y-Teilchengröße etwa ein Drittel der Y-Teilchengröße ist, die in dem Material, wie es beim Gießen entstanden ist, auftritt.

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Gleichzeitig wird das wärmebehandelte Einkristallmikrogefüge im wesentlichen frei von Zusammensetzungsinhomogenitäten sein, und dieses gleichmäßige Mikrogefüge ermöglicht in Verbindung mit der erhöhten Y-Solvustemperatur, daß das Erzeugnis nach der Erfindung Temperatureigenschaften bei gleichen mechanischen Eigenschaften aufweist, die um wenigstens 16 ⁰C größer sind als die Temperatureigenschaften von vergleichbaren bekannten Einkristallerzeugnissen, die aus herkömmlichen Legierungen hergestellt sind, welche Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthalten und Kobalt in herkömmlichen Gehalten aufweisen. Die Legierungen nach der Erfindung haben Vorteile gegenüber herkömmlichen Legierungen selbst dann, wenn sie nicht wärmebehandelt sind. Die Wärmebehandlung stellt aber die bevorzugte Ausf(ihrungsform dar.

Die vorstehend genannten sowie weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung werden anhand der folgenden ausführlichen Beschreibung einer bevorzugten Ausführungsform noch deutlicher.

In der folgenden Beschreibung sind alle Prozentangaben Gewichtsprozent angaben, sofern nichts anderes angegeben ist.

Die Erfindung bezieht sich auf ein Erzeugnis, das aus einer spezifischen Legierung durch eine kritische Reihe von Verfahrensschritten hergestellt wird. Es können zwar auch andere Erzeugnisse nach der Erfindung hergestellt werden, von besonderem Nutzen ist die Erfindung jedoch bei der Herstellung von Flügelprofil aufweisenden Teilen (Lauf- und Leitschaufeln), die in Gasturbinentriebwerken Anwendung finden. Insbesondere sind die gemäß der Erfindung hergestellten hochfesten Gegenstände besonders für die Verwendung als Laufschaufeln in Gasturbinentriebwerken geeignet.

Ein Hauptmerkmal der bei der Erfindung benutzten Legierungen ist die praktische Beseitigung der Korngrenzenverfesti-

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ger Kohlenstoff, Bor und Zirkonium und die Verringerung des Kobaltgehalts gegenüber herkömmlichen Supe.r,legierungen. Die Legierungen nach der Erfindung sind zur Verwendung als Gasturbinenteile in Einkritstallform vorgesehen. Es werden zwar keine absichtlichen Zusätze an den Elementen Kohlenstoff, Bor und Zirkonium gemacht, einige werden jedoch unverändert als Verunreinigung vorhanden sein.

Um zu gewährleisten, daß sich nicht die TCP-Phasen in der Legierung in einem weiten Bereich von Zusammensetzungen und Betriebsbedingungen bilden, wird der Gehalt an Kobalt so kontrolliert, daß er in den Bereich von 3 bis 7% fällt.

Ebenso werden hinsichtlich der Korngrenzenverfestiger Kohlenstoff, Bor und Zirkonium keine absichtlichen Zusätze gemacht. Wenn der maximale Vorteil aus der Erfindung gezogen werden soll, darf kein einziges Element der Gruppe Kohlenstoff, Bor und Zirkonium in einer Menge von mehr als 50 ppm vorhanden sein, wobei vorzuziehen ist, daß die Gesamtmenge solcher Verunreinigungen kleiner als 100 ppm ist. Vorzugsweise ist Kohlenstoff in einer Menge von weniger als 30 ppm vorhanden, während die übrigen Elemente jeweils in Mengen von weniger als 20 ppm vorhanden sind. In jedem Fall muß der Kohlenstoffgehalt so begrenzt werden, daß er unterhalb derjenigen Menge Kohlenstoff liegt, die zur Bildung von Carbiden des MC-Typs führt. Es muß betont werden, daß kein absichtlicher Zusatz dieser Elemente vorgesehen ist und daß ihr Vorhandensein in der Legierung oder in dem Einkristallgegenstand der Erfindung unabsichtlich und unerwünscht ist.

Legierungen, die unter Benutzung des Konzepts der Erfindung hergestellt werden können, enthalten:

1) 8 bis 12% Chrom,

2) 4,5 bis 5,5% Aluminium und 1-2% Titan,

3) 3-5% Wolfram und 10-14% Tantal,

4) 3-7% Kobalt,

5) Rest vor allem Nickel.

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Innerhalb der vorgenannten Bereiche werden gewisse Beziehungen bevorzugt. Die Summe an Wolfram- und Tantalgehalten beträgt vorzugsweise wenigstens 15,5%, um eine ausreichende Mischkristallverfestigung und eine verbesserte Kriechfestigkeit bei erhöhter Temperatur zu gewährleisten. Ein Tantalgehalt von wenigstens 11% wird aus Gründen der Oxydationsbeständigkeit bevorzugt. Die Elemente Aluminium, Titan und Tantal sind an der Bildung der Y -Phase (Ni-Al, Ti, Ta) beteiligt und zur maximalen Verfestigung durch die V -Phase beträgt der Gesamtgehalt an Aluminium plus Titan plus Tantal vorzugsweise wenigstens 17,5%. Aluminium und Titan sind die Haupteiemente, die die f-Pnase bilden, und das Verhältnis von Aluminium zu Titan muß so kontrolliert werden, daß es größer als 2,5 und vorzugsweise größer als 3,0 ist, damit eine ausreichende Oxydationsbeständigkeit gewährleistet ist. Wenigstens 9% Chrom sollten vorhanden sein, wenn der Gegenstand in Umgebungen benutzt werden soll, in denen die Sulfidation ein Problem ist. Der unbedeutende Zusatz an Kobalt unterstützt außerdem die Verbesserung der Sulfidationsbeständigkeit.

Legierungen, die gemäß den vorstehenden Beschränkungen hergestellt sind, enthalten einen Nickel-Chrom-Mischkristall, d.h. eine feste Lösung aus Nickel und Chrom, die wenigstens 30 Vol.% der geordneten Phase der Zusammensetzung Ni₃M enthält, wobei M Aluminium, Titan/ Tantal und zu einem geringeren Grad Wolfram ist.

Die Legierungen innerhalb der oben angegebenen Bereiche sind thermisch stabil, und ungünstige Mikrogefügeinstabi-Iitäten, wie die Kobalt enthaltenden TCP-Phasen,werden nicht gebildet, auch nicht nach längerer Einwirkung einer erhöhten Temperatur, beispielsweise 500 h bei entweder 871 °C, 982 ^eC oder 1093 ⁰C. Weiter haben die Legierungen eine gute Dauerwechselfestigkeit, da die Bildung von schädlichen Carbidteilchen verhindert wird. Die hochschmelzenden Metalle, die sich normalerweise mit Kohlenstoff vereini-

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gen oder sich in TCP-Phasenbildung ausscheiden würden, bleiben in fester Lösung und ergeben eine Legierung, die ausgezeichnete mechanische Eigenschaften hat.

Ein wichtiger Vorteil, der sich aus der Eliminierung von Bor, Kohlenstoff und Zirkonium ergibt, ist eine Erhöhung der Temperatur des beginnenden Schmelzens. Typischerweise wird die Temperatur des beginnenden Schmelzens der Legierungen nach der Erfindung, d.h. diejenige Temperatur, bei der die Legierung zuerst örtlich zu schmelzen beginnt, um wenigstens 27 ⁰C über die Temperatur des beginnenden Schmelzens einer ähnlichen (bekannten) Legierung erhöht, die normale Mengen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthält. Die Temperatur des beginnenden Schmelzens der Legierung nach der Erfindung wird typischerweise 1260 ⁰C übersteigen, während herkömmliche hochfeste und einen hohen Volumenbruchteil an Y-Y aufweisende Legierungen typischerweise Temperaturen des beginnenden Schmelzens unter 1260 ⁰C haben. Diese erhöhte Temperatur gestattet das Ausführen von Wärmebehandlungen zum Inlösungbringen bei Temperaturen, bei denen es möglich ist, die ausgeschiedene ^-Phase vollständig in Lösung zu bringen und gleichzeitig in beträchtlichem Umfang eine Homogenisierung innerhalb vernünftiger Zeitspannen vorzunehmen.

Die Legierungen nach der Erfindung bilden nicht die Carbide, die zur Korngrenzenverfestigung in polykristallinen Nikkelbasissuperlegierungen für notwendig erachtet worden sind. Aus diesem Grund müssen die Legierungen nach der Erfindung als Einkristallerzeugnisse benutzt werden. Das Umwandeln der Legierung in die Form eines Einkristalls ist ein kritischer Aspekt der Erfindung, das Verfahren der Einkristallbildung ist aber unwesentlich. Typische Erzeugnisse und Erstarrungsverfahren sind in der US-PS 3 494 709 beschrieben.

Der letzte Aspekt der Erfindung beinhaltet die spezifische

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Wärmebehandlung, die an dem Einkristallerzeugnis ausgeführt wird. Der beim Gießen entstandene Einkristallgegenstand wird die V-Phase in dispergierter Form mit einer typischen Teilchengröße in der Größenordnung von 1,5 um enthalten. Die Y-Solvustemperatur der Legierung wird typischerweise in den Bereich von 1288 ⁰C- 1316 ⁰C fallen und die Temperatur des beginnenden Schmelzens wird größer als etwa 1288 ⁰C sein. Die Wärmebehandlung in dem Bereich von 1288 ⁰C - 1316 ⁰C (aber unterhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens) bringt die ausgeschiedene «Κ-Phase in Lösung, ohne daß es zu einem schädlichen örtlichen Schmelzen kommt. Zeiten in der Größenordnung von \/2 bis 8 h werden normalerweise ausreichend sein, obgleich längere Zeiten benutzt werden können. Diese Wärmebehandlungstemperaturen sind etwa 56 ⁰C höher als diejenigen, die bei polykristallinen Gegenständen aus herkömmlichen Superlegierungen benutzt werden können. Diese erhöhte Temperatur gestattet, daß es zu einem beträchtlichen Ausmaß an Homogenisierung während der Schritte des Inlösungbringens kommt.

Im Anschluß an die Behandlung zum Inlösungbringen kann eine Alterungsbehandlung bei 871 - 1093 ⁰C angewandt werden, um die ^-Phase in verfeinerter Form wieder auszuscheiden. Die typische *-Teilchengröße ist nach der erneuten Ausscheidung kleiner als etwa 0,5 um.

Die vorstehende Erläuterung der bevorzugten Ausführungsform wird unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele noch deutlicher:

Beispiel 1

Legierungen, die die in Tabelle I angegebenen Zusammensetzungen hatten, wurden hergestellt.

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TABELLE I

B Nb Mo Zr

Legierung 444 (a)
Legierung 454 (a)

Legierung PWA 1409(a) 9 12,5 - 5 2,0 IO - 0,15 0_;015 1,0 - 0,05

Legierung PWA 1422(b) 9 12/0 - 5 2,0 10 2,0 0,11 0,015 1,0 - Ο,'ΐΟ

Legierung PWA 1455(c) 8 - 4.,3 6 1,0 10 1,15 0,11 0,015 - 6 0,.07

Legierung PWA 1481 (_a)

Legierung SM 200 (b,c,d) _y _1Z ^ _ ., _{2#0 10} _ _0#15 _Qol5 ^₀ _ _Qo5

Legierung SM 200 (a,d)
(kein B, kein Zr)

Cr	W	Ta	Al	Ti	Co	Hf	C	B	1	Nb
9	12	-	5	2,0	-		-	—	1	_
10	4	12	5	1,5	5	-	-	—		-
9	12,5	-	5	2,0	10	-	0,15	0_;015		,0
9	12/0	-	5	2,0	10	2,0	0,11	0,015	1	,0
8	-	4,3	6	1,0	10	1,15	0,11	0,015	1	-
10	6	8	6	1,0	-			-		—
9	12,5	-	5	2.0	10	-	0,15	0,015	,0
8,4	12,35	-	5,2	2,2 S	1,65	-	0,10	<0,001	,.1
			(Rest	: Nickel)

S> (a) Einkristallform

■ *m ■ r*. ifiKr ι *^ ι ^h ι ι iiiriii

β» (b) Stengelige Körner

(c) Gleichachsige Körner

(d) gezeigt in US-PS 3 494 709

Die Legierung 444 bildet den Gegenstand der deutschen Patentanmeldung P 27 49 080.8,für die die Priorität der US-Patentanmeldung 742 967 in Anspruch genommen worden ist. Die Legierung 454 ist die Legierung nach der Erfindung. Diese beiden Legierungen wurden in Einkristallform zum Erstarren gebracht. Die Legierung PWA 1422 ist eine handelsübliche Legierung, die als Schaufelmaterial in Gasturbinentriebwerken benutzt wird und für ihre mechanischen Hochtemperatureigenschaften bekannt ist. Die Legierung PWA 1422 wurde in gerichtet erstarrter Form hergestellt und hatte langgestreckte, stengelige Körner. Die Legierung 1455 ist eine handelsübliche Legierung, die als Gasturbinenschaufelmaterial benutzt worden ist. Sie ist für ihre Hochtemperaturoxydationsbeständigkeit bekannt. Diese Legierung wurde durch herkömmliche Gießverfahren mit gleichachsigen, nichtorientierten Körnern hergestellt. Die Legierung PWA 1481 ist eine früher entwickelte Einkristalllegierung, die so entwickelt wurde, daß sie ein gutes Oxydations/Korrosionsverhalten in Verbindung mit annehmbaren mechanischen Eigenschaften hat.

Es ist zu erkennen, daß die Legierungen SM 200, SM 200 (kein B, kein Zr), PWA 1409 und PWA 1422 ähnliche Zusammensetzungen haben. SM 200 stellt die ursprüngliche Legierungszusammensetzung dar und wird entweder in gleichachsiger oder in gerichtet erstarrter Stengelgefügeform benutzt. SM 2 00 (kein B, kein Zr) stellt eine Modifizierung dar, in welcher B und Zr beseitigt sind. Hauptsächlich diese Elemente beeinflussen die Korngrenzen und diese modifizierte Zusammensetzung ist für Einkristallverwendungszwecke vorgesehen, in denen die Korngrenzenfestigkeit kein maßgeblicher Faktor ist. Die Legierung PSW 1422 ist die Legierung SM 200 mit Zusätzen von Hf zur Verbesserung der Querduktilität. PWA 1422 wird in gerichtet erstarrter Stengelgefügeform benutzt. Die Legierung PWA 1409 stellt eine weitere Zusammensetzung dar, die in 'Einkristallform benutzt

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wird. Mit Ausnahme ihrer beabsichtigten Form ist sie der Legierung SM 200 ziemlich ähnlich.

Die experimentellen Legierungen (die Legierungen 444 und 454) wurden gemäß der Erfindung wärmebehandelt, wobei die ausgeführte Behandlung eine vier Stunden währende Lösungswärmebehandlung bei 1288 ⁰C mit anschließenden Alterungsbehandlungen bei 1080 ⁰C für 4 h und bei 871 ⁰C für 32 h war. Die Legierungen PWA 1409 und 1422 wurden bei 1204 ⁰C 2 h lang behandelt, woran sich Alterungsbehandlungen bei 1080 ⁰C für 4 h und bei 871 ⁰C für 32 h anschlossen, während die Legierung PWA 1455 in dem Zustand, in dem sie gegossen wurde, getestet wurde. Die bekannten Legierungen wurden gemäß der üblichen technischen Praxis wärmebehandelt. Die Proben der Legierung SM 200 wurden bei 1232 ⁰C für 1 h und dann bei 871 ⁰C für 32 h wärmebehandelt.

Beispiel 2

Einige der Legierungsproben, die in dem Beispiel 1 hergestellt wurden, wurden getestet, um ihre Zeitstandfestigkeit bei erhöhter Temperatur festzustellen. Die Testbedingungen und die Testergebnisse sind in der Tabelle II angegeben.

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TABELLE II

O O NJ

LEGIERUNG	454	TESTBEDINGUNGEN	⁰C/	6550	bar
SM 200	454	760	⁰C/	6550	bar
Legierung	444	760	⁰C/	7585	bar
Legierung	454	760	⁰C/	3448	bar
Legierung		927	⁰C/	3448	bar
Legierung	444	927	⁰C/	3448	bar
PWA 1422	454	927	⁰C/	2000	bar
Legierung		982	⁰C/	2000	bar
Legierung	454	982	⁰C/	2000	bar
PWA 1422		982	⁰C/	2068	bar
Legierung		982	⁰C/	2068	bar
SM 200	Zr)	982	°C/	2068	bar
SM 200	982
(kein B,

ZEIT BIS 1% KRIECHEN

28,5 46,2 17
110
143,9 60

LEBENSDAUER	% DEHNUNG
BIS ZUM BRUCH	12,2
728,4	9,0*
1200*	8,8
475
82,6
165,6
76
310
350
160	12,0*
240*	24,9
124,5	12,8
191 ,5

00
I

* Extrapolierter Wert

Die Tabelle II zeigt, daß unter den angewandten Testbedingungen die Legierung nach der Erfindung (454) den anderen getesteten Legierungen einschließlich des SM 200, SM 200 (kein B, Zr), 444 und PWA 1422 überlegen war. Der Verhältnisgrad der Überlegenheit der erfindungsgemäßen Legierung in der Zeit bis 1% Kriechen zu der Legierung 444 nimmt, wie aus der Tabelle ersichtlich, mit zunehmender Temperatur etwas ab. Hinsichtlich des Kriechens ist jedoch zu erkennen, daß die Überlegenheit der Legierung nach der Erfindung gegenüber der handelsüblichen Legierung 1422 mit steigender Testtemperatur beträchtlich zunimmt.

In der Lebensdauer bis zum Bruch nimmt die Überlegenheit der Legierung nach der Erfindung gegenüber der Legierung 1422 mit steigender Temperatur zu. Die Legierung nach der Erfindung zeigt Eigenschaften, die denjenigen der anderen Legierungen unter allen getesteten Bedingungen überlegen sind. Da der Trend in Gasturbinentriebwerken auf einen erhöhten Wirkungsgrad durch eine höhere Temperatur gerichtet ist, sind die verbesserten Eigenschaften bei der Legierung nach der Erfindung bei erhöhter Temperatur bedeutsam.

Beispiel 3

Beispiele von einigen der in dem Beispiel 1 beschriebenen Materialien wurden auf ihre Beständigkeit gegen Sulfidation und Oxydation bei erhöhten Temperaturen getestet. Der SuIfidationstest beinhaltete das Auftragen von Na~SO. in einer Menge von 1 mg/cm alle 20 Stunden. Die Ausfallkri-

2 terien waren ein Gewichtsverlust von 250 mg/cm oder mehr.

Die Oxydationstests wurden sowohl an den ungeschützten Legierungen bei 1149 ⁰C unter zyklischen Bedingungen als auch an den mit einem Überzug des NiCoCrAlY-Typs geschützten Legierungen unter zyklischen Bedingungen bei 1177 ⁰C durchgeführt. NiCoCrAlY ist ein handelsübliches Überzugsmaterial, das eine Nennzusanunensetzung von 18% Cr, 23% Co,

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12,5% Al, 0,3% Y, Rest Nickel hat. Die Tests an den überzogenen Proben wurden normiert, um die Auswirkung unterschiedlicher Überzugsdicken zu minimieren. Dieser Überzug ist in der US-PS 3 928 026 beschrieben, auf die bezüglich weiterer Einzelheiten Bezug genommen wird. Die Tests an überzogenen Proben sind gültig, da diese Legierungen immer in einem überzogenen Zustand benutzt werden und da Überzugssubstratwechselwirkungen im Dienst auftreten. Die Testergebnisse sind in der Tabelle III angegeben.

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TABELLE III SuIfidations- und Oxydationsdaten

	899 ⁰C Ofen
	sulf idation
	(Stunden bis
	zum Ausfall)
Legierung
454	313
444	178
PWA 1455	42
PWA 1422	178

Oxydationsbeständigkeit ohne überzug bei 1149 ^CC (25,4 μΐη Angriff in 200 h)

N.A. 8 24*

1177 ⁰C, zyklisches Brennergestell ,NiCoCrAlY-überzug (Stunden bis zum Ausfall pro 25,4 um des Uberzugs)

160

90,0 102,5

ro

* gemessen nach 143 Stunden.

Die Sulfidationsbeständigkeit der Legierung nach der Erfindung ist klar derjenigen der anderen getesteten Legierungen überlegen. Ebenso zeigt die Auswertung der zyklischen Oxydation von Proben ohne überzug, daß die Legierung nach der Erfindung sogar der Legierung 1455 überlegen ist, die für ihre Oxydationsbeständigkeit bekannt ist. Selbst wenn ein Schutzüberzug benutzt wird, zeigt die Legierung nach der Erfindung eine überlegene Beständigkeit gegen zyklische Oxydation bei erhöhter Temperatur.

Beispiel IV

Zugtests wurden an den Legierungen 454, SM 200 und PWA 1481 bei Raumtemperatur und bei 593 ⁰C ausgeführt. Die Ergebnisse sind unten angegeben.

TABELLE IV

Legierung	Temperatur	Streckgren ze bei o,2% Dehnung (bar)	Reiß festig keit (bar)	% Deh nung
SM 200	21 ⁰C	10294,2	10383,8	2,3
SM 200 (kein B, Zr)	21 ^eC	10521,7	10666,5	4,0
454	21 ⁰C	11618,0	13610,7	8,7
1409	593 °C	9653	11376,7	-—
1481	593 ^eC	10825,1	13996,8
454	593 ⁰C	11859,4	14203,7	___

Die bemerkenswerte Überlegenheit der Legierung nach der Erfindung, d.h. der Legierung 454 ist wieder offensichtlich. Es wird angenommen, daß die Verbesserungen der Streckgrenze auf den Ta-Gehalt zurückzuführen sind. Die Legierungen SM 200/1409, 1481 und 454 enthalten 0,8 bzw. 12% Ta und der hohe Ta-Gehalt der Legierung nach der Erfindung ist wahrscheinlich weitgehend für deren überlegene Zugfestigkeits-

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eigenschaften verantwortlich.

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Claims

Patentansprüche :

1. Wärmebehandeltes Nickelbasissuperlegierungserzeugnis, das bei erhöhter Temperatur benutzbar ist, dadurch gekennzeichnet.· daß es im wesentlichen folgende Zusammensetzung hat:

a) etwa 8 bis etwa 12% Chrom,

b) etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium,

c) etwa 1 bis etwa 2% Titan,

d) etwa 3 bis etwa 5% Wolfram,

e) etwa 10 bis etwa 14% Tantal,

f) etwa 3 bis etwa 7% Kobalt,

g) Rest vor allem Nickel, wobei das Erzeugnis frei von absichtlichen Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium und frei von inneren Korngrenzen ist und eine mittlere Y -Teilchengröße von weniger als etwa 0,5 μπι und eine Temperatur des beginnenden Schmelzens von mehr als etwa 1288 ⁰C hat.

2. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Summe der Wolfram- und Tantalgehalte wenigstens etwa

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ORKaIWAL INSPECTED

15,5% beträgt.

3. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Tantalgehalt wenigstens etwa 11 % beträgt.

4. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Summe der Aluminium-, Titan- und Tantalgehalte wenigstens etwa 17,5% beträgt.

5. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis von Aluminium zu Titan größer als etwa 2,5 ist.

6. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis von Aluminium zu Titan größer als etwa 3,0 ist.

7. Erzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Chromgehalt etwa 9% übersteigt.

8. Verfahren zum Herstellen eines Einkristallnickelbasissuper legierungserzeugnisses, das zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen geeignet ist, gekennzeichnet durch folgende Schritte:

a) Herstellen einer Legierung, die im wesentlichen aus etwa 8 bis etwa 12% Chrom, etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium, etwa 1 bis etwa 2% Titan, etwa 3 bis etwa 5% Wolfram, etwa 10 bis etwa 14% Tantal, etwa 3 bis etwa 7% Kobalt, Rest vor allem Nickel, besteht und frei von absichtlichen Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium ist,

b) Umwandeln der Legierung in ein Einkristallerzeugnis,

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c) Lösungswärmebehandeln des Erzeugnisses bei einer Temperatur von etwa 1288 ⁰C bis etwa 1316 ⁰C, aber unterhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens, um die / -Phase

in feste Lösung zu bringen, und

d) Altern des Erzeugnisses bei einer Temperatur von etwa 871 ⁰C bis etwa 1093 ⁰C,

um die y -phase in verfeinerter Form wieder auszuscheiden.

9. Zwischenstufeneinkristallerzeugnis, das bei der Herstellung von Gegenständen von Nutzen ist, die zur Benutzung bei erhöhten Temperaturen bestimmt sind, dadurch gekennzeichnet, daß das Zwischenstufenerzeugnis im wesentlichen folgende Zusammensetzung hat:

a) etwa 8 bis etwa 12% Chrom,

b) etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium,

c) etwa 1 bis etwa 2% Titan,

d) etwa 3 bis etwa 5% Wolfram,

e) etwa 10 bis etwa 14% Tantal,

f) etwa 3 bis etwa 7% Kobalt,

g) Rest vor allem Nickel, wobei das Erzeugnis frei von absichtlichen Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und
Zirkonium und frei von inneren Korngrenzen ist und ein
Mikrogefüge, das so ist, wie es beim Gießen entstanden ist, sowie eine Temperatur des beginnenden Schmelzens von über 1288 ⁰C hat.

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