DE69313207T2

DE69313207T2 - Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis

Info

Publication number: DE69313207T2
Application number: DE69313207T
Authority: DE
Inventors: Gary L. Muskegon Michigan 49442 Erickson
Original assignee: Cannon Muskegon Corp
Current assignee: Cannon Muskegon Corp
Priority date: 1992-06-29
Filing date: 1993-06-23
Publication date: 1998-01-02
Anticipated expiration: 2013-06-24
Also published as: ES2121588T3; AU662227B2; JPH07138683A; ZA934378B; EP0577316A2; CA2138672A1; EP0746634A4; CA2138672C; DE69320666T2; KR0126120B1; KR940005817A; EP0577316A3; CA2099358C; ES2106973T3; IL106040A; ATE170230T1; IL106040A0; AU4138393A; CZ9301304A3; EP0746634B1

Description

Diese Erfindung betrifft monokristalline Superlegierungen auf Nickelbasis und insbesondere monokristalline Superlegierungen auf Nickelbasis und daraus hergestellte Artikel zur Verwendung in modernsten Gasturbinenmotoren unter hohen Belastungsund hohen Temperaturbedingungen.
Fortschritte in den letzten Jahren in der Metalltemperatur- und -belastungskapazität von monokristallinen Artikeln waren das Ergebnis einer anhaltenden Entwicklung monokristalliner Superlegierungen, wie auch von Verbesserungen in Gußverfahren und der Motor-Anwendungstechnologie. Diese monokristallinen Superlegierungsartikel beinhalten rotierende und feststehende Turbinenschaufeln und leitschaufeln, die in heißen Abschnitten von Gasturbinenmotoren vorhanden sind. Die Zielsetzungen in der Gasturbinenmotorkonstruktion sind jedoch in den letzten Jahrzehnten gleich geblieben. Zu diesen Zielsetzungen zählen der Wunsch, die Betriebstemperatur, die Drehgeschwindigkeit, das Schub-Masse-Verhältnis, die Brennstoffeffizienz des Motors wie auch die Haltbarkeit und Zuverlässigkeit von Motorbauteilen zu erhöhen.
Die grundlegende Technologie von Legierungen für den Guß monokristalliner Bauteile ist in U.S. Patent Nr. 3.494.709; 4.116.723 und 4.209.348 beschrieben. Die Entwicklungsarbeit führte zu einer ersten Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis, die im Vergleich zu jenen, die in den obengenannten Patenten beschrieben sind, eine wesentliche Verbesserung darstellen. Diese erste Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis enthielt jedoch kein Rhenium. Beispiele für solche Superlegierungen auf Nickelbasis der ersten Generation, die im Handel als CMSX-2 Legierung und CMSX-3 Legierung bekannt sind, hergestellt von Cannon-Muskegon Corporation, dem Zessionar der vorliegenden Anmeldung, sind in U.S. Patent Nr. 4.582.548 beschrieben. Weitere Entwicklungsarbeit führte zu einer zweiten Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis mit einer verbesserten Kriechfestigkeit/Kriechgeschwindigkeit. Diese zweite Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis hat einen mäßigen Rheniumgehalt von etwa 3 Gewichtsprozent. Ein Beispiel für eine solche zweite Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis ist in U.S. Patent Nr. 4.643.782 beschrieben. Dieses Patent offenbart eine Superlegierung, die im Handel als CMSX-4 Legierung bekannt ist, mit einer spezifischen Zusammensetzung auf Nickelbasis, die einen Rheniumgehalt im Bereich von 2,8 bis 3,2 Gewichtsprozent aufweist. Die vorliegende Erfindung schafft die nächste Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis mit einem höheren Gesamtgehalt von feuerfesten Elementen (W+Re+Mo+Ra) und verbesserten mechanischen Eigenschaften.
Monokristalline Artikel werden im allgemeinen so hergestellt, daß die kristallographische Orientierung mit niederem Modul (001) parallel zu dem dendritischen Wachstumsmuster der Komponente oder der Stapelfehlerachse der Schaufel liegt. Kubisch flächenzentrierte (kfz) Superlegierungs-Monokristalle, die in die (001) Richtung gewachsen sind, sorgen für eine besonders gute thermische Ermüdungsfestigkeit im Verhältnis zu herkömmlichen Gußartikeln. Da diese monokristallinen Artikel keine Korngrenzen haben, ist die Bildung einer Legierung ohne Korngrenzenverfestiger wie Kohlenstoff Bor und Zirkonium möglich. Da diese Elemente den Schmelzpunkt der Legierung erniedrigen, schafft ihre Verringerung in einer Legierungszusammensetzung eine bessere Möglichkeit, eine mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur zu erzielen, da eine vollständigere γ'-Lösung und mikrostrukturelle Homogenisierung in bezug auf gerichtet erstarrtes (DS) stengeliges Korn und herkömmlich gegossene Materialien erzielt werden kann. Ihre Verringerung macht auch eine höhere Anschmelztemperatur möglich.
Diese Verfahrensvorteile werden nicht unbedingt erzielt, außer es wird ein facettenreicher Weg einer Legierungsbildung beschritten. Legierungen müssen so aufgebaut werden, daß eine Neigung zur Entstehung von Gußfehlern wie Flecken, Gratbildungen, störendem Korn und Rekristallisation vermieden wird. Zusätzlich müssen die Legierungen ein angemessenes Wärmebehandlungsfenster (numerischer Unterschied zwischen einer γ'-Löslichkeitslinie der Legierung und dem Anschmelzpunkt) bieten, so daß ein nahezu vollständiges γ'-Lösungsglühen möglich ist. Gleichzeitig sollte das Zusammensetzungsgleichgewicht der Legierung so aufgebaut sein, daß eine angemessene Mischung von technischen Eigenschaften, die für den Betrieb in Gasturbinenmotoren notwendig sind, erhalten wird. Zu ausgewählten Eigenschaften, die im allgemeinen von Gasturbinenmotor-Konstrukteuren als wichtig erachtet werden, zählen:
Kriechbruchfestigkeit bei erhöhter Temperatur, thermisch-mechanische Ermüdungsfestigkeit, Schlagfestigkeit und Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit.
Ein Legierungsgestalter kann versuchen, eine oder zwei dieser Konstruktionseigenschaften zu verbessern, indem das Zusammensetzungsgleichgewicht bekannter Superlegierungen angepaßt wird. Es ist jedoch besonders schwierig, mehr als eine oder zwei der Konstruktionseigenschaften zu verbessern, ohne die übrigen Eigenschaften signifikant oder sogar schwer zu beeinträchtigen. Die einzigartige Superlegierung der vorliegenden Erfindung bietet eine ausgezeichnete Mischung von Eigenschaften, die zur Verwendung in der Herstellung von monokristallinen Artikeln für den Betrieb in heißen Abschnitten von Gasturbinenmotoren notwendig sind.
EP-A-434996 offenbart eine Superlegierungszusammensetzung auf Nickelbasis. In dieser Druckschrift wird jedoch betont, daß ein Chromgehalt von mindestens 4% erforderlich ist, während das Vorhandensein von Titan vermieden werden sollte.
US-A-4849030 beschreibt eine Legierung anderer Art als jene der vorliegenden Erfindung, indem es sich um eine feuerfestes-Metall-Monocarbid-verstärkte eutektische Superlegierung auf Ni-Basis handelt. In diesem Fall steht die Gegenwart von Kohlenstoff an erster Stelle, um Carbiddispersoide zu erhalten.
Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Superlegierungszusammensetzungen und daraus hergestellte monokristalline Artikel zu schaffen, die eine einzigartige Mischung wünschenswerter Eigenschaften aufweisen. Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Superlegierungen und daraus hergestellte monokristalline Artikel zur Verwendung in modernsten Gasturbinenmotoren unter hohen Belastungs- und hohen Temperaturbedingungen, wie bis zu etwa 1079ºC (1975ºF) zu schaffen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Superlegierung auf Nickelbasis geschaffen, welche die folgenden Elemente in Gewichtsprozent umfaßt:
Rhenium 5,0-7,0
Chrom 1,8-4,0
Kobalt 1,5-9,0
Tantal 7,0-10,0
Wolfram 3,5-7,5
Aluminium 5,0-7,0
Titan 0,1-1,2
Molybdän 0,25-2,0
und gegebenenfalls:
Niob bis zu 0,5
Hafnium bis zu 0,15
Kohlenstoff bis zu 0,04
Bor bis zu 0,01
Yttrium bis zu 0,01
Cer bis zu 0,01
Lanthan bis zu 0,01
Mangan bis zu 0,04
Silicium bis zu 0,05
Zirkonium bis zu 0,01
Schwefel bis zu 0,001
Vanadium bis zu 0,10
wobei der Rest Nickel und zufällige Unreinheiten sind und wobei die Superlegierung eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 2,10 aufweist.
Zufällige Unreinheiten sollten auf die kleinstmögliche Menge reduziert werden und in allen Fällen ist das Grundelement Nickel. Ferner kann diese Superlegierung vorzugsweise eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 1,85 und einen Chromgehalt von 1,8 bis 3,0 Prozent, einen Rheniumgehalt von 5,5 bis 6,5 Prozent und einen Kobaltgehalt von 2,0 bis 5,0 Prozent aufweisen. Diese Erfindung schafft eine Superlegierung mit erhöhter Kriechfestigkeit unter hohen Belastungs-, hohen Temperaturbedingungen, insbesondere bis zu etwa 1079ºC (1975ºF).
Monokristalline Artikel können zweckdienlich aus der Superlegierung dieser Erfindung hergestellt werden. Der Artikel kann ein Bauteil eines Turbinenmotors sein und insbesondere kann der Bauteil eine Gasturbinenschaufel oder eine Gasturbinenleitschaufel sein.
Die bevorzugten Superlegierungszusammensetzungen dieser Erfindung haben eine kritisch ausgewogene Legierungschemie, die zu einer einzigartigen Mischung wünschenswerter Eigenschaften führt. Zu diesen Eigenschaften zählen: ausgezeichnete Gießbarkeit der monokristallinen Komponente, insbesondere für mäßig große Schaufel- und Leitschaufelbauteile; angemessene Lösungsbehandelbarkeit der Gußkomponente; ausgezeichnete Rekristallisationsbeständigkeit der monokristallinen Gußkomponente; ultrahohe Kriechbruchfestigkeit bis etwa 1079ºC (1075ºF); äußerst gute Ermüdungsfestigkeit bei niedrigen Lestwechselfrequenzen; äußerst gute Ermüdungsfestigkeit bei hohen Lestwechselfrequenzen; hohe Schlagfestigkeit; sehr gute ungeschützte Heißkorrosionsbeständigkeit; sehr gute ungeschützte Oxidationsbeständigkeit und angemessene mikrostrukturelle Stabilität wie Beständigkeit gegenüber den unerwünschten spröden Phasen, den sogenannten topologisch dichtgepackten (TCP) Phasen.
In den Zeichnungen ist:
Fig. 1 ein Diagramm der Ergebnisse eines Heißkorrosionstests, der bis 117 Stunden an einem Ausführungsbeispiel der Legierung dieser Erfindung und an zwei Legierungen nach dem Stand der Technik ausgeführt wurde; und
Fig. 2 ein Diagram von Ergebnissen eines Heißkorrosionstests, der bis 144 Stunden an einem anderen Ausführungsbeispiel der Legierung dieser Erfindung und an einer Legierung nach dem Stand der Technik ausgeführt wurde.
Die Superlegierung auf Nickelbasis der vorliegenden Erfindung wurde zuvor beschrieben.
Diese Superlegierungszusammensetzung hat auch eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 2,10. Ferner hat diese Erfindung eine kritisch ausgewogene Legierungschemie, die zu einer einzigartigen Mischung wünschenswerter Eigenschaften führt. Zu diesen Eigenschaften zählen die erhöhte Kriechbruchfestigkeit im Verhältnis zu monokristallinen Superlegierungen nach dem Stand der Technik, Gießbarkeit der monokristallinen Komponente, Lösungsbehandelbarkeit der Gußkomponente; Rekristallisationsbeständigkeit der monokristallinen Gußkomponente; Ermüdungsfestigkeit, Schlagfestigkeit, ungeschützte Heißkorrosionsbeständigkeit, ungeschützte Oxidationsbeständigkeit und mikrostrukturelle Stabilität, einschließlich der Beständigkeit gegenüber der Bildung einer TCP-Phase unter hohen Belastungs-, hohen Temperaturbedingungen.
Im Gegensatz zu den Superlegierungen auf Nickelbasis, die nach dem Stand der Technik bekannt sind, haben die Superlegierungen der vorliegenden Erfindung einen geringen Chrom-, geringen Kobalt- und hohen Rheniumgehalt. Der Chromgehalt liegt bei 1,8 bis 4,0 Gew.%. Vorzugsweise beträgt der Chromgehalt 1,8 bis 3,0 Gew.%. Dieser Chromgehalt ist signifikant geringer als jener, der für gewöhnlich in monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis nach dem Stand der Technik vorhanden ist. In der vorliegenden Superlegierung sorgt das Chrom für eine Heißkorrosionsbeständigkeit, obwohl es auch zu der Oxidationsfahigkeit der Legierung beitragen kann. Tantal und Rhenium tragen auch dazu bei, die Heißkorrosionseigenschaft zu erzielen, und Aluminium ist in ausreichenden Mengen vorhanden, um eine angemessene Oxidationsbeständigkeit zu erreichen, so daß eine relativ geringe Zugabe von Chrom in dieser Legierung tolerierbar ist. Außer zur Senkung der γ'-Löslichkeitslinie der Legierung trägt Chrom auch zur Bildung einer Cr-, Re-, W-reichen TCP-Phase bei und muß in diesen Zusammensetzungen entsprechend ausgewogen sein.
Der Kobaltgehalt ist 1,5-9,0 Gew.%. Vorzugsweise beträgt der Kobaltgehalt 2,0 bis 5,0 Gew.%. Dieser Kobaltgehalt ist geringer als jener, der für gewöhnlich in monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis nach dem Stand der Technik vorgefunden wird. In der vorliegenden Superlegierung trägt Kobalt dazu bei, ein angemessenes Wärmebehandlungsfenster zu schaffen, da es die Wirkung hat, die γ'-Löslichkeitslinie der Legierung herabzusetzen, während es im allgemeinen deren Anschmelzpunkt nicht beeinflußt. Rheniumhaltige Legierungen sind im allgemeinen mit einem viel höheren Kobaltgehalt als jenem der vorliegenden Erfindung aufgebaut, um ihnen eine erhöhte Festkörperlöslichkeit und Phasenstabilität zu verleihen. Die Superlegierungen der vorliegenden Erfindung zeigen jedoch völlig unerwartet, daß viel geringere Kobaltgehalte möglich und wünschenswert sind, um eine optimierte Phasenstabilität einschließlich einer Kontrolle der TCP-Phasenbildung zu erhalten.
Der Rheniumgehalt ist 5,0-7,0 Gew.% und vorzugsweise ist Rhenium in einer Menge von 5,5 bis 6,5 Gew.% vorhanden. Die Rheniummenge in der Superlegierung der vorliegenden Erfindung ist signifikant höher als der Rheniumgehalt von monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis nach dem Stand der Technik. Ferner sind die Superlegierungen dieser Erfindung im allgemeinen mit einem erhöhten Gehalt an feuerfesten Elementen gebildet, z.B. W+Re+Mo+Ta. Der Wolframgehalt ist 3,5-7,5 Gew.% und vorzugsweise beträgt die Wolframmenge 3,5 bis 6,5 Gew.%. Wolfram wird zugegeben, da es ein effektiver Mischkristallverfestiger ist und zur Verfestigung des γ' beiträgt. Zusätzlich ist Wolfram in der Erhöhung der Anschmelztemperatur der Legierung effektiv. Die Wolframmenge, die diesen Superlegierungen zugegeben wird, wird mit der zugegebenen Rheniummenge ausgeglichen, da beide zur Bildung von "Fleckenfehlern" während des monokristallinen Präzisionsgußverfahrens beitragen. Sie beeinflussen auch beide stark die Neigung zur TCP-Phasenbildung.
Ähnlich wie Wolfram ist Rhenium zur Erhöhung der Anschmelztemperatur der Legierung wirksam. Rhenium ist jedoch ein wirksamerer Verfestiger als Wolfram, Molybdän und Tantal in Form eines Kriechbruchs bei erhöhter Temperatur, und daher wird Rhenium angemessen zugegeben. Zusätzlich hat Rhenium einen positiven Einfluß auf die Heißkorrosionsbeständigkeit dieser Legierung. Darüberhinaus wird Rhenium jedoch vorwiegend zu der γ-Matrix getrennt und bewirkt eine Verlangsamung des γ'-Partikelwachstums bei hohen Temperatur- und hohen Belastungsbedingungen. Außer der Ausgewogenheit von Rhenium und Wolfram der Gießbarkeit wegen, müssen W+Re auch mit einem Wert eingestellt werden, der mit der Minimierung der TCP-Phasenbildung in Einklang steht. Im allgemeinen sind die TCP-Phasen, die in einem solchen Material entstehen, reich an Chrom-, Wolfram- und Rheniumgehalt, wobei Rhenium den größten Anteil aufweist. Somit ist eine sorgfaltige Kontrolle des Re/W-Verhältnisses in dieser Legierung notwendig, um die Neigung zur TCP-Phasenbildung zu regulieren.
Der Molybdängehalt ist 0,25-2,0 Gew.%. Vorzugsweise ist Molybdän in einer Menge von 0,25 bis 1,5 Gew.% vorhanden. Molybdän ist ein guter Mischkristallverfestiger, ist aber nicht so effektiv wie Wolfram, Rhenium und Tantal. Da die Dichte der Legierung jedoch immer ein Faktor für die Zusammensetzung ist und das Molybdänatom leichter als die anderen Mischkristallverfestiger ist, ist die Zugabe von Molybdän ein Mittel zur besseren Kontrolle der gesamten Legierungsdichte in den Zusammensetzungen dieser Erfindung.
Der Tantalgehalt beträgt 7,0 bis 10,0 Gew.% und vorzugsweise beträgt der Tantalgehalt 8,0 bis 10,0 Gew.%. Tantal trägt signifikant zu der Festigkeit dieser Legierung durch Mischkristallverfestigung und Vergrößerung der γ'-Partikelfestigkeit bei (Tantal wird auch zu der γ'-Phase getrennt). In dieser Legierung kann Tantal auch bei relativ hoher Konzentration verwendet werden, da es nicht zur TCP-Phasenbildung beiträgt. Zusätzlich ist Tantal ein attraktiver monokristalliner Legierungszusatz in dieser Zusammensetzung, da es dazu beiträgt, die Bildung eines "Fleckenfehlers" während des monokristallinen Gußverfahrens zu verhindern. Tantal ist in dieser Zusammensetzung auch günstig, da es eine Erhöhung der γ'-Löslichkeitskurve dieser Legierung bewirkt und eine gute Oxidations- und Heißkorrosionsbeständigkeit der Legierung in Verbindung mit einer Haltbarkeit des Aluminidüberzugs fördert.
Der Aluminiumgehalt beträgt 5,0 bis 7,0 Gew.%. Ferner beträgt die in dieser Zusammensetzung vorhandene Aluminiummenge vorzugsweise 5,3 bis 6,5 Gew.%. Aluminium und Titan sind die primären Elemente, welche die γ'-Phase umfassen. Diese Elemente werden in diese Zusammensetzung in einem Anteil und Verhältnis eingebracht, das der Erzielung einer angemessenen Gießbarkeit der Legierung, Lösungsbehandelbarkeit, Phasenstabilität und hohen mechanischen Festigkeit entspricht. Aluminium wird dieser Legierung auch in ausreichenden Anteilen zugegeben, um eine Oxidationsbeständigkeit zu erreichen.
Der Titangehalt beträgt 0,1-1,2 Gew.%. Vorzugsweise ist Titan in dieser Zusammensetzung in einer Menge von 0,2 bis 0,8 Gew.% vorhanden. Titan ist im allgemeinen für die Heißkorrosionsbeständigkeit der Legierung günstig, kann aber eine nachteilige Wirkung auf die Oxidationsbeständigkeit, die Gießbarkeit der Legierung und das Ansprechen der Legierung auf eine Lösungsglühbehandlung haben. Daher muß der Titangehalt in dem genannten Bereich dieser Zusammensetzung gehalten werden.
Der Niobgehalt beträgt 0-0,5 Gew.% und vorzugsweise beträgt der Niobgehalt bis 0,3 Gew.%. Niob ist ein γ'-Bildungselement und ist ein wirksamer Verfestiger in den Superlegierungen auf Nickelbasis dieser Erfindung. Im allgemeinen ist Niob jedoch für die Oxidations und Heißkorrosionseigenschaften der Legierung nachteilig, so daß seine Zugabe zu der Zusammensetzung dieser Erfindung minimiert wird. Ferner wird Niob der Zusammensetzung dieser Erfindung zum Gettern von Kohlenstoff zugegeben, der in nicht optimierten Vakuum-Lösungsglühbehandlungsverfahren in die Komponentenoberfläche chemisorbiert werden kann. Jede Kohlenstoffaufnahme begünstigt die Bildung von Niobcarbid anstelle von Titan- oder Tantalcarbid, wodurch der größte Anteil von Titan und/oder Tantal zur γ'- und/oder Mischkristallverfestigung in dieser Legierung erhalten bleibt.
Der Hafniumgehalt beträgt 0-0,15 Gew.% und vorzugsweise ist Hafnium in einer Menge von 0,02 bis 0,05 Gew.% vorhanden. Hafnium wird der vorliegenden Zusammensetzung in einem kleinen Anteil zugegeben, um die Haftfestigkeit der Schutzschicht zu verbessern. Hafnium trennt im allgemeinen gegenüber der γ'-Phase.
Der Rest der Superlegierungszusammensetzung dieser Erfindung besteht aus Nickel und geringen Mengen zufalliger Unreinheiten. Im allgemeinen stammen diese zufälligen Unreinheiten aus dem industriellen Herstellungsverfahren und sollten bei der kleinstmöglichen Menge in der Zusammensetzung gehalten werden, so daß sie die vorteilhaften Aspekte der Superlegierung nicht beeinträchtigen. Zum Beispiel können diese zufälligen Unreinheiten bis zu etwa 0,04 Gew.% Mangan, bis zu 0,05 Gew.% Silicium, bis zu 0,01 Gew.% Zirkonium, bis zu 0,001 Gew.% Schwefel und bis zu 0,10 Gew.% Vanadium enthalten. Mengen dieser Unreinheiten, welche die genannten Mengen überschreiten, könnten eine nachteilige Wirkung auf die erhaltenen Eigenschaften der Legierung haben.
Zusätzlich kann die Superlegierung wahlweise 0-0,04 Gew.% Kohlenstoff, 0-0,01 Gew.% Ber, 0-0,1 Gew.% Yttrium, 0-0,1 Gew.% Cer und etwa 0-0,1 Gew% Lanthanum enthalten.
Die Superlegierung dieser Erfindung hat nicht nur eine Zusammensetzung innerhalb der zuvor spezifizierten Bereiche, sondern auch eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 2,10. Vorzugsweise ist die Phasenstabilitätszahl NV3B kleiner als 1,85 und insbesondere ist die Phasenstabilitätszahl NV3B kleiner als 1,75. Wie für den Fachmann offensichtlich ist, wird NV3B durch die PWA N-35 Methode der Berechnung des Elektronenloch-TCP-Phasen-Kontrollfaktors der Legierung auf Nickelbasis definiert. Diese Berechnung ist wie folgt:

GLEICHUNG 1

Umwandlung von Gewichtsprozent in Atomprozent:
Atomprozent von Element
Wobei: Wi = Gewichtsprozent von Element i
Ai = Atomgewicht von Element i

GLEICHUNG 2

Berechnung der Menge jedes Elements, das in der kontinuierlichen Matrixphase vorhanden ist:
*Anmerkung: Für die obige Berechnung wird der Gewichtsprozentsatz Re zu dem Gewichtsprozentsatz W addiert.

GLEICHUNG 3

Berechnung von NV3B unter Verwendung der Atomfaktoren aus den obigen Gleichungen 1 und 2:
Nii = Ri/iRi dann NV3B = Σ iNi(Nv)i
wobei:
i = jedes einzelne Element der Reihe nach ist.
Nii = der Atomfaktor jedes Elements in der Matrix ist.
(Nv)i = die Elektronenloch-Nr. jedes entsprechenden Elements ist
Diese Berechnung ist ausführlich in einem Fachartikel mit dem Titel "PHACOMP Revisited", von H.J. Murphy, C.T. Sims und A. M. Beltran, veröffentlicht in Band 1 von International Symposium on Structural Stability in Superalloys (1968) dargelegt, deren Offenbarung hierin durch Bezugnahme aufgenommen wird. Wie für den Fachmann offensichtlich ist, ist die Phasenstabilitätszahl für die Superlegierungen dieser Erfindung kritisch und muß kleiner als das angegebene Maximum sein, um eine stabile Mikrostruktur zu erhalten und die gewünschten Eigenschaften unter hohen Temperatur- und hohen Belastungsbedingungen zu ermöglichen. Die Phasenstabilitätszahl kann empirisch bestimmt werden, sobald der Fachmann über den vorliegenden Sachverhalt informiert ist.
Die bevorzugte Superlegierung dieser Erfindung kann zur zweckdienlichen Herstellung von monokristallinen Artikeln verwendet werden, wie für Bauteile von Turbinenmotoren. Vorzugsweise wird diese Superlegierung zur Herstellung eines monokristallinen Gußstücks verwendet, das unter hohen Belastungs-, hohen Temperaturbedingungen verwendet wird, das durch eine erhöhte Kriechbeständigkeit unter solchen Bedingungen, insbesondere hohen Temperaturbedingungen bis zu etwa 1079ºC (1975ºF) gekennzeichnet ist. Diese Superlegierung kann zwar für jeden Zweck verwendet werden, der Gußstücke mit hoher Festigkeit, die einen Monokristall beinhalten, erfordert, sie wird aber insbesondere zum Gießen monokristalliner Schaufeln und Leitschaufeln für Gasturbinenmotoren verwendet. Diese Legierung besitzt eine ungewöhnliche Beständigkeit gegenüber einer Komponentenrekristallisation während der Lösungsglühbehandlung, die als eine wesentliche Legierungseigenschaft angesehen wird, die notwendig ist, wenn hochentwickelte, mehrteilige, gegossene, gebundene monokristalline Flügel hergestellt werden. Zusätzlich weist diese Superlegierung die Legierungsgießbarkeitseigenschaften auf, die zur Herstellung von in herkömmlichen Verfahren gegossenen, maßig großen Turbinenflügeln mit kompliziert geformten Kühlkanälen als notwendig angesehen werden.
Diese Superlegierung wird zwar primär bei Flugzeugturbinenmotoren verwendet, aber es gibt auch Anwendungen bei feststehenden Motoren, welche die besonderen Hochleistungseigenschaften dieser Legierung erfordern. Dies ist insbesondere bei Turbinenmotoren der Fall, die Leistungskenndaten mit sehr begrenztem Spielraum erfordern, wodurch das Ausmaß des zulässigen Kriechverhaltens wesentlich begrenzt wird. Motoren, die zur Entwicklung hoher Leistungskenndaten konstruiert sind, arbeiten für gewöhnlich bei höheren Komponententemperaturen und dadurch wird das Problem des Kriechverhaltens verstärkt. Im allgemeinen wird ein Kriechen von mehr als 1 % in diesen Fällen als nicht annehmbar angesehen. Die Kriecheigenschaften von Legierungen nach dem bekannten Stand der Technik haben die Betriebstemperaturen und somit maximale Leistungsfähigkeit begrenzt. Die Superlegierung dieser Erfindung besitzt eine erhöhte Kriechfestigkeit unter hohen Belastungs-, hohen Temperaturbedingungen, insbesondere bis zu 1079ºC (1975ºF).
Die monokristallinen Komponenten, die aus den Zusammensetzungen dieser Erfindung hergestellt werden, können mit jeder monokristallinen Gußtechnik, die in der Wissenschaft bekannt ist, erzeugt werden. Zum Beispiel können monokristalline gerichtete Erstarrungsverfahren verwendet werden, wie das Impfkristallverfahren und das Choke-Verfahren.
Die monokristallinen Gußstücke, die aus der Superlegierung der vorliegenden Erfindung hergestellt werden, werden vorzugsweise einer Hochtemperatur-Alterungswärmebehandlung unterzogen, um die Kriechbrucheigenschaften dieser Legierungen zu optimieren. Die monokristallinen Gußstücke dieser Erfindung können bei einer Temperatur von etwa 1066ºC (1950ºF) bis etwa 1163ºC (2125ºF) über etwa 1 bis etwa 20 Stunden gealtert werden. Für den Fachmann ist jedoch offensichtlich, daß die optimale Alterungstemperatur und Alterungsdauer von der exakten Zusammensetzung der Superlegierung abhängt.
Diese Erfindung schafft Superlegierungszusammensetzungen mit einer einzigartigen Mischung wünschenswerter Eigenschaften. Zu diesen Eigenschaften zählen: ausgezeichnete Gießbarkeit der monokristallinen Komponente, insbesondere für mäßig große Schaufel- und Leitschaufelbauteile; ausgezeichnete Lösungsbehandelbarkeit der Gußkomponente; ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber einer Rekristallisation der monokristallinen Gußkomponente; ultrahohe Kriechbruchfestigkeit bis etwa 1079ºC (1975ºF); äußerst gute Ermüdungsfestigkeit bei niedrigen Lastwechselfrequenzen; äußerst gute Ermüdungsfestigkeit bei hohen Lestwechselfrequenzen; hohe Schlagfestigkeit; sehr gute ungeschützte Heißkorrosionsbeständigkeit; sehr gute ungeschützte Oxidationsbeständigkeit; und mikrostrukturelle Stabilität wie Beständigkeit gegenüber der Bildung der unerwünschten TCP-Phasen. Wie zuvor festgestellt, hat diese Superlegierung eine präzise Zusammensetzung mit nur geringen zulässigen Änderungen bei jedem Element, wenn die einzigartige Mischung von Eigenschaften erhalten bleiben soll.
Die in der Folge angeführten Beispiele dienen der deutlicheren Darstellung dieser Erfindung und dem Vergleich mit repräsentativen Superlegierungen außerhalb des beanspruchten Umfangs der Erfindung. Die folgenden Beispiele sind zur Veranschaulichung der Erfindung und deren Bezug zu anderen Superlegierungen und Artikeln angeführt und sollten nicht als Einschränkung ihres Umfangs verstanden werden.

BEISPIELE

Eine große Zahl von Superlegierungstestmaterialien wurden zur Untersuchung der Zusammensetzungsunterschiede und bereiche für die Superlegierungen der vorliegenden Erfindung hergestellt. Einige der getesteten und angeführten Legierungszusammensetzungen liegen außerhalb des beanspruchten Umfangs der vorliegenden Erfindung, sind aber zu Vergleichszwecken für ein besseres Verständnis der Erfindung enthalten. Repräsentative angestrebte chemische Zusammensetzungen der Legierung dieser getesteten Materialien sind in der folgenden Tabelle 1 angeführt. TABELLE 1
Legende: 1 - W + Re
2 - Al + Ti
3 - Al + Ti + Ta + Cb
4 - W + Re + Mo + Ta
* Berechnet unter Verwendung der PWA W-35 Methode
Anmerkung: Legierung CMSX-10B, -10C, -10D und -10E liegen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung.
Die Entwicklung einer monokristallinen Legierung der dritten Generation zur Untersuchung der Zusammensetzungsvariationen der Superlegierungen der vorliegenden Erfindung begann mit der Definition und Bewertung einer Reihe experimenteller Zusammensetzungen. Eine erhöhte Kriechbruchfestigkeit war das Hauptziel der anfänglichen Entwicklungsarbeit, mit ausgewogenen Elementen, um eine Kombination von nützlichen technischen Eigenschaften nach der Definition eines Grundkonzepts für eine erhöhte Festigkeit zu erhalten.
Mit den anfänglichen Materialien wurde die Nützlichkeit von im Vergleich zu ähnlichen Zusammensetzungen nach dem Stand der Technik höheren Werten feuerfester Elemente und γ'-Bildungselementen erforscht. Wie in Tabelle 1 gezeigt, wurde der Chromgehalt der Legierung verrlngert, um die Legierungsstabilität zu steigern. Der Kobaltgehalt, von dem zunächst angenommen wurde, daß er für eine erhöhte Festkörperlöslichkeit erforderlich ist, konnte signifikant verringert werden. Der Gehalt an feuerfesten Elementen (W+Re-Mo+Ta) wurde variiert, während die Summe der primären γ'-Trennelemente (Al+Ti+Ta+Cb) ebenso variiert wurde. Der Re-Gehalt der Legierung wurde zunächst bei herkömmlichen Werten untersucht, aber es zeigte sich, daß der Re-Wert erhöht werden mußte.
Standard NV3B-Berechnungen wurden in der anfänglichen Stufe der Legierungskonstruktion durchgeführt, um bessere Vorhersagen in bezug auf die jeweilige Legierungsphasenstabilität machen zu können, wobei sich diese Zahl von einer Legierungszusammensetzung zur anderen änderte.
Einige der Legierungen wurden unter produktionsartigen Verfahren hergestellt. Diese Legierungen wurden im Cannon-Muskegon Corporation V-1 Ofen vakuuminduktionsgeschmolzen, wobei pro Legierung etwa 91-136 kg (200 bis 300 lbs) Stabprodukt erhalten wurden (siehe folgende Tabelle 2). Die Mengen jeder Zusammensetzungsiteration, wie in Tabelle 2 angegeben, wurden durch Vakuumpräzisionsguß zu Prüfstäben und Testschaufeln geformt. Lösungsglühbehandlungsverfahren wurden im Lebor in Rohröfen mit 76 und 152 mm (3" und 6") Durchmesser entwickelt. γ'-Alterungsbehandlungen wurden auch im Labor durchgeführt. TABELLE 2 WÄRMECHEMIE DES V-1 VIS-OFENS
Alle anderen Probestücke, die oben in Tabelle 1 angeführt sind, wurden durch Vermischen des Legierungsstab-Grundmaterials mit den reinen Elementzusätzen hergestellt, die zum Erhalten der gewünschten Zusammensetzung notwendig sind. Das Mischen erfolgte während der Prüfstab- und Schaufelherstellung. Das Legierungsstab-Grundmaterial mit den reinen Zusätzen wurde in den Schmelztiegel des Gießofens eingebracht, geschmolzen und das Bad, bevor es in eine geeignete Schalenform gegossen wurde, homogenisiert. Es wird angenommen, daß eine gute Korrelation zwischen der angestrebten Legierungschemie und der Prüfstab/Schaufel-Chemie routinemäßig erzielt wurde (siehe folgende Tabelle 3). TABELLE 3 CHEMIE DER LEGIERUNGSPRÜFSTÄBE
* PWA N-35 Methode
Für das CMSX-10D Probestück (siehe Tabelle 1) wurden reine Elementzusätze vakuumgeschmolzen und das raffinierte Material wurde zu Stäben mit 51 mm (2") Durchmesser gegossen. Ein Teil des erhaltenen Stabes wurde der Reihe nach zur Erzeugung von monokristallinen Prüfstab/Schaufel-Probestücken durch Präzisionsguß verwendet.
Es war offensichtlich, daß beachtliche Schwankungen in der Präzisionsguß-Verfahrensintegrität während der Probestückherstellung aufgetreten sein dürften, da unterschiedliche Werte in der Prüfstab-Fleckenbildung, dem sekundären Dendritenarmabstand und in der Erzielung von Eigenschaften offensichtlich waren. Das abgeleitete Ansprechen der Legierung auf die Lösungsbehandlung (in der folgenden Tabelle 4 angegeben) war unterschiedlich und war eine Funktion sowohl der Legierungszusammensetzung als auch der Qualität des Testprobestücks.
Wärmebehandlungen, die für die Legierungsiterationen entwickelt wurden, sind in der folgenden Tabelle 4 angegeben. Bei jedem Material war ein vollständiges γ'-Lösungsglühen erwünscht, aber diese Zielsetzung wurde nicht generell erfüllt. Die primäre γ'-Alterung wurde durchgeführt, um eine wünschenswertere γ'-Partikelgröße und verteilung zu erhalten. Die sekundäre γ'-Alterung wurde durchgeführt, um bei diesen Proben eine Ausfällung von konventionellen Matrix-γ'-Niederschlägen gemeinsam mit ultrafeinen γ'-Niederschlägen zu bewirken, die in den Matrixkanälen zwischen den primären γ'-Partikeln angeordnet sind. TABELLE 4 EINZELHEITEN DER WÄRMEBEHANDLUNG
* Durch visuelle Schätzung bestimmt
+ Probestücke aus allen Alterungsbehandlungen wurden luftgekühlt
Vollständig wärmebehandelte Prüfstäbe wurden einem Kriechbruchtest unterzogen. Die Probestücke wurden bearbeitet und spannungsarm auf ASTM-Standard-Proportional-Probestückgrößen geschliffen. Die Probestücke wurden unter verschiedenen Temperatur- und Belastungsbedingungen einem Kriechbruchtest nach dem Standard-ASTM-Verfahren unterzogen.
Ein signifikanter Faktor der CMSX-10A-Legierungsbildung war die Verschiebung zu einem höheren Re-Gehalt. Gleichzeitig wurden W, Cr, Ta und andere γ'-Verfestiger ausgeglichen, um die gewünschten Legierungsmerkmale und eigenschaften zu erhalten. Der höhere Re-Gehalt der Legierungen führte zu einer signifikant verbesserten Kriechbruchfestigkeit im gesamten Testschema, wie durch die in der folgenden Tabelle 5 für die CMSX-10A Probestücke angegebenen Ergebnisse gezeigt wird. TABELLE 5 CMSX-10A KRIECHBRUCH
* im lösungsgeglühten Zustand
Die mikrostrukturelle Überprüfung der fehlerhaften Bruchprobestücke dieser Legierung zeigte, daß der TCP-Phasen-Niederschlag während der jeweiligen Kriechbruchtests eintrat, insbesondere bei jenen bei 1038ºC (1900ºF) und mehr. Es wurde offensichtlich, daß die NV3B-Phasenstabilitätszahlberechnung ein wirksames Mittel zur Vorhersage der Legierungsstabilität und effektiv der Hochtemperatur-Kriechfestigkeit für die Erfindung ist.
Während die NV3B-Zahl des CMSX-10A Probestücks 2,08 betrug, wurde CMSX-10B mit einem Wert von 2,02 gebildet. Dies wurde durch eine weitere Verringerung des Cr-Gehalts der Legierung und einer ähnlichen Verringerung beim Co- und W+Re-Wert erzielt. W wurde in diesem Probestück stärker als Re verringert, da Re im Mischkristall effektiver ist. Wenn zusätzlich eine gewisse Senkung des W-Beitrags zu γ' vorausgesetzt werden konnte, wurde diese in ausreichendem Maße durch den geringfügigen Anstieg im Ta-Gehalt in dieser Zusammensetzung ausgeglichen. Diese Änderungen führten dazu, daß das CMSX-10B-Legierungsprobestück sogar eine noch bessere Kriechfestigkeit bei 982ºC (1800ºF) aufwies. Die in der Folge angeführte Tabelle 6 zeigt, daß drei Proben eine durchschnittliche Nutzungsdauer von 961 Stunden erreichten, wobei 1,0% Kriechen durchschnittlich nach 724 Stunden eintrat. Es wurde jedoch beobachtet, daß die TCP-Phase bei höherer Temperatur vorhanden war. TABELLE 6 CMSX-10A KRIECHBRUCH
* im lösungsgeglühten Zustand
Nur etwa 97-98% γ'-Lösungsglühen wurden in den CMSX-10A- und -10B-Materialien (siehe Tabelle 4) erreicht, was für den Zweck der Optimierung der mechanischen Legierungseigenschaften und der mikrostrukturellen Homogenität unzureichend ist. Das Erreichen eines größeren γ'-Lösungsglühwerts erhielt daher dieselbe Priorität wie die Verbesserung der mikrostrukturellen Stabilität bei Temperaturen über 1038ºC (1900ºF).
Zur Bestätigung der vermuteten Zusammensetzung der TCP-Phase, die sich in den Legierungen bildete, wurden Rasterelektronenmikroskop- (SEM-), wellenlängendispersive Röntgen- (WDX-) Mikrochemieanalysen des nadelhaltigen CMSX-108 Prüfstabs durchgeführt und mit den γ- und γ'-Zusammensetzungen der Legierungen verglichen. Die Ergebnisse, die in der folgenden Tabelle 7 angeführt sind, bestätigen, daß die Nadeln mit Cr, W und Re angereichert waren. TABELLE 7 CMSX-10B mikrochemische Analysen - Querschnitt, Bodenseite des Stabs - Lösungsgeglüht auf 1352ºC (2465ºF) - Alterung 1975ºF/19,5 Std/AC - 1079ºC 1600ºF/20 Std/AC - 871ºC 1400ºF/24 Std/AC - 760ºC
Die berechneten NV3B-Zahlen waren 1,90 für CMSX-10C und 1,95 für CMSX-10D. Re wurde bei etwa 5% gehalten, während W weiter verringert wurde, um die Stabilität in diesen Probestücken zu verbessern. Das Legierungs-Ta wurde erhöht, da es an der TCP-Bildung nicht beteiligt ist, und das Talw-Verhältnis wurde effektiv verbessert, was die Gießbarkeit der Legierung förderte. Chrom wurde in den 10C-Probestücken verringert, aber auf 4,0% in den 10D-Probestücken erhöht, um die Möglichkeit zu erhalten, die Eignung der Cr-Werte vom Standpunkt der Heißkorrosion aus zu bewerten. Co wurde in beiden Materialien verringert, in dem 10D-Probestück signifikant, während der Al+Ti-Wert auch verringert wurde, um ein vollständigeres γ'-Lösungsglühen zu erzielen. Die Kriechbruchergebnisse für die beiden Probestücke sind in den folgenden Tabellen 8 bzw. 9 angegeben. Obwohl bei den 10D-Legierungsprobestücken beobachtet wurde, daß sie ein vollständiges γ'-Lösungsglühen aufwiesen (im Gegensatz zu 99-99,5% bei CMSX-10C), führte der höhere Cr-Gehalt der Legierungen, der einen geringeren Al+Ti-Wert bedingte, zu schlechteren Eigenschaften als bei CMSX-10C erhalten wurden. Beide Materialien zeigen jedoch eine verbesserte Legierungsstabilität und höhere Temperatureigenschaft, so daß Versuche, das Nieder- und Hochtemperatur-Kriechverhalten auszugleichen, vielversprechend waren. TABELLE 8 CMSX-10C KRIECHBRUCH TABELLE 9 CMSX-10D KRIECHBRUCH
Die Annehmbarkeit des niederen Cr-Gehalts der Legierungen wurde durch äußerst aggressive Kurzzeit-Rig-Heißkorrosionstests bestätigt, die unter Bedingungen von 899ºC (1650ºF), 1 % Schwefel, 10 ppm Meersalz durchgeführt wurden. Fig. 1 und 2 zeigen die Ergebnisse von Tests, die bis 117 und 144 Stunden an den CMSX-10C bzw. CMSX-10D Probestücken durchgeführt wurden. In beiden Fällen verhielten sich die Materialien ähnlich wie Materialien vom MAR M 247-Typ, wodurch die Eignung der Legierungsbildung mit niederem Cr bestätigt wurde.
Ausgehend von den obengenannten Ergebnissen wurde eine weitere Serie von Legierungen, CMSX-10E, 10F, 10G, 10H, 10I und 12A konstruiert, hergestellt und bewertet. Der in den Legierungen untersuchte Re-Wert lag im Bereich von 4,8-6,3%, der Cr-Wert betrug 2,2-3,0% und der Co-Wert 4,7-7,6% und der Rest wurde zur Aufrechterhaltung der Gießbarkeit, Verbesserung der Lösungsbehandelbarkeit und Verbesserung der Phasenstabilität angeglichen. Die NV3B-Zahl lag im Bereich von 1,81-1,89.
Eine der Serien, CMSX-10F, enthielt 0,02% C und 0,02% B. Es wurde beobachtet, daß diese Zusätze das Gußausbringen verbesserten und dazu beitragen könnten, eine beständigere Kontrolle der monokristallinen Gußstückorientierung zu erzielen. Die Schmelzpunktsenker C und B schränkten jedoch das Ansprechen des Probestücks auf das Lösungsglühen ein. Die Kriechbrucheigenschaften für CMXS-10F sind in der folgenden Tabelle 10 angegeben. TABELLE 10 CMSX-10F KRIECHBRUCH
Die Kriechbruchergebnisse der CMSX-10E, G, H und I sowie der CMSX-12A-Probestücke sind in den folgenden Tabellen 11, 12, 13, 14 bzw. 15 angeführt. Die Ergebnisse zeigen eine allgemeine Verbesserung der Kriechbruchfestigkeit der Legierung über 1038ºC (1900ºF), während eine äußerst gute Festigkeit bei niederen Temperaturen beibehalten wurde. TABELLE 11 CMSX-10E KRIECHBRUCH TABELLE 12 CMSX-10G KRIECHBRUCH TABELLE 13 CMSX-10H KRIECHBRUCH TABELLE 14 CMSX-10I KRIECHBRUCH TABELLE 15 CMSX-12A KRIECHBRUCH
Es wurden Variationen der γ'-Alterungsbehandlung untersucht, wobei sich der Großteil der Entwicklungsarbeit auf das Erreichen einer optimierten γ'-Größe und Verteilung durch längere Ausgleichglühzeiten bei 1080ºC (1176ºF) (siehe Tabelle 4) konzentrierte, da Alterungsbehandlungen bei höheren Temperaturen die TCP-Phasenbildung während des Alterungszyklus beschleunigten.
10 bis 21 Stunden Ausgleichglühzeiten bei 1975ºC waren erfolgreich, da sie durchschnittlich γ'-Partikel mit einer Größe von etwa 0,5 um ergaben. Es schien jedoch, daß eine kürzere primäre γ'-Alterungszeit bei höherer Temperatur praktischer sein kann, sobald stabilere Mikrostrukturen definiert sind.
Die mikrochemische SEM-WDX-Nadelpartikelanalysen wurden an einem fehlerhaften CMSX-106-Kriechbruchprobestück durchgeführt. Das Probestück, das unter der Bedingung von 1976ºF/28,1 ksi getestet wurde, wies in seiner Mikrostruktur Nadeln auf. Die Ergebnisse der Analyse sind in der folgenden Tabelle 16 angeführt und zeigen einmal mehr, daß die Nadeln, die in dieser Materialklasse gebildet werden, besonders reich an Re sind, aber auch mit Cr und W angereichert sind. TABELLE 16 CMSX-10G 1080ºC (1976ºF)/28,1 ksi 104,6 Std.
Ein standardisierter Test der Rekristallisationsbeständigkeit wurde an einem CMSX-10G-Prüfstab durchgeführt. Das Testverfahren und die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 17 angeführt. Die Testergebnisse zeigen, daß das CMSX-10G-Probestück eine ähnliche Beständigkeit gegenüber dem Gußverfahren/Lösungsglühen/Bindungsverfahren-Rekristallisationswert im Vergleich zur CMSX-4-Legierung aufwies. TABELLE 17
- Verfahren Eine Druckspannung mit kontrolliertem Wert wird auf die gesamte Oberfläche eines Prüfstabs im Gußzustand ausgeübt. Der Stab wird dann lösungsgeglüht. Nach dem Lösungsglühen wird der Stab zerschnitten und der Querschnitt wird metallographisch untersucht. Die Tiefe der Rekristallisation wird gemessen.
- Bewertungsstandards:
Die CMSX-10Ga, 10Ia, -12B, -12C, -10J, -10Ri und -12Ri Zusammensetzungen wurden definiert und bewertet. Es wurden keine Kriechbrucheigenschaften bei dem CMSX-10J-Probestück erzeugt, obwohl Prüfstäbe hergestellt und eine Lösungsglühbehandlung entwickelt wurde. Auch hier schien der Einschluß von C und B in der 10J-Zusammensetzung eine positive Wirkung auf das Fließen der monokristalline Testprobe zu haben. Zusätzlich machten die geringeren C- und B-Werte als in dem CMSX-10F-Probestück festgestellt wurden, insbesondere der geringere Wert von B, das Material besser für das Lösungsglühen geeignet. 98 bis 99 Prozent γ'-Lösungsglühen wurde erzielt, im Gegensatz zu dem Wert von etwa 95%, der für die CMSX-10F Zusammensetzung typisch ist.
Die CMSX-10Ga und -10Ia-Legierungen wurden mit NV3B-Zahlen von etwa 1,70 konstruiert. Diese Legierungsprobestücke enthielten etwa 2,5% Cr, 3,3-4,0% Co, 5,6-6,0% Re, ein größeres Ta/W-Verhältnis, weniger Cb, und einen geringeren Al+Ti-Gehalt. Eine derartige Verringerung des Cb+Al+Ti-Werts verbesserte die Lösungsglüheigenschaften der Materialien (siehe Tabelle 4) und trug dazu bei, eine erhöhte Legierungsstabilität zu erhalten. Beide Probestücke wiesen ein nahezu vollständiges γ'-Lösungsglühen auf.
Die gesenkte NV3B-Zahl erwies sich weiterhin in der Bereitstellung einer besseren Kriech-Bruchfahigkeit bei einer Temperatur von mehr als 1038ºC (1900ºF) als wirksam, während eine äußerst gute Kriechfestigkeit bei niederer Temperatur aufrechterhalten wurde. CMSX-10Ga Testergebnisse von Probestücken, die mit verbesserten Gußverfahrenskontrollen hergestellt wurden, wiesen eine Nutzungsdauer von 700 Stunden oder mehr auf, wobei etwa 475 Stunden für ein Kriechen von 1 % bei einer Bedingung von 982ºC (1800ºF)/36,0 ksi erforderlich war. Bei einer höheren Temperaturbelastung zeigte das Probestück eine verbesserte durchschnittliche Nutzungsdauer von etwa 500 Stunden bei Bedingungen von 1121ºC (2050ºF)/15,0 ksi und eine durchschnittliche 1 % Kriechverformung, die nach etwa 250 Stunden auftrat, wie aus den Ergebnissen, die in der folgenden Tabelle 18 angeführt sind, hervorgeht. TABELLE 18 CMSX-10Ga KRIECHBRUCH
+ Zerspant von Schaufel-Probestück
1% Kriechfestigkeit ist eine signifikante Eigenschaft. Die Begrenzung der Kriechverformungen auf 1,0% und 2,0% ist für die Konstruktion von Gasturbinen-Bauteilen besonders wichtig, da die Zweckdienlichkeit eines Bauteils im allgemeinen durch seine Kriechfestigkeit mit einem Wert von etwa 1-2% und nicht durch seine Grenzbruchfestigkeit gemessen wird. Viele Legierungen nach dem Stand der Technik können eine günstige Bruchfestigkeit bei > 1038ºC (> 1900ºF) aufweisen, aber dennoch nicht den Wert einer nützlichen Festigkeit besitzen, daß heißt, eine Kriechfestigkeit bis 2,0%, welche diese Erfindung gemeinsam mit einer weitaus besseren Festigkeit bei Testbedingungen unter 1038ºC (1900ºF) bietet.
Die CMSX-Ia-Probestücke zeigten auch eine signifikant verbesserte Kriechfestigkeit bei den höheren Temperaturextremen, schienen aber keine so gute Festigkeit wie die CMSX-10Ga-Probestücke in den Tests bei geringeren Temperaturen zu entwickeln, wie aus den Ergebnissen in der folgenden Tabelle 19 hervorgeht. TABELLE 19 CMSX-10Ia KRIECHBRUCH
Ebenso wies CMSX-12B mit einem NV3B-Wert von 1,80 und einem zusätzlichen Chemiegleichgewicht, wie in Tabelle 1 dargestellt, eine interessante Kriechfestigkeit bei Testbedingungen von mehr als 1038ºC (1900ºF) auf, zeigte aber in den Tests bei niederen Temperaturen keine so guten Ergebnisse wie CMSX-10a, wie aus den Ergebnissen, die in der folgenden Tabelle 20 angeführt sind, hervorgeht. TABELLE 20 CMSX-12B KRIECHBRUCH
Die Legierungszusammensetzung hat die größte Auswirkung auf die Grenzkriechfestigkeit. Einige der Unterschiede jedoch, die zwischen Legierungsderivaten und insbesondere in Tests mit inkonsistenten Ergebnissen für eine bestimmte Legierung festgestellt wurden, können durch Schwankungen in den Gußverfahrensbedingungen hervorgerufen werden. Eine Änderung des Wärmegradienten des Gußverfahrens wirkt sich auf den Dendritenarmabstand des Gußprobestücks und schließlich auf sein Ansprechen auf die Lösungsglühbehandlung und die γ'-Alterungsbehandlung aus. Es muß daher berücksichtigt werden, daß viele der hierin angeführten Kriechbruchergebnisse vielleicht unter nicht optimierten Bedingungen erhalten wurden und verbesserungsfähig sind. Eine verbesserte Gußverfahrenskontrolle kann zu Gußmikrostrukturen führen, die für das Lösungsglühen und eine Untersuchung besser geeignet sind, die zur Bestimmung der geeigneten primären γ'-Alterungsbehandlung dient, um die optimale γ'-Partikelgröße zu erhalten, die zu einer weiteren Verbesserung der mechanischen Eigenschaften führen kann.
Die CMSX-12c Zusammensetzung wurde konstruiert, um eine berechnete NV3B-Zahl von 1,70 zu erhalten. Der Cr-Gehalt dieser Legierung wurde mit 2,8% festgelegt und Co wurde mit einem angestrebten Wert von 3,5% eingestellt. Es wurde ein interessantes Ta/W-Verhältnis aufrechterhalten, während der Re-Gehalt mit 5,8% mäßig war. Der Al+Ti-Gehalt der Legierung wurde im Vergleich zu den CMSX-12A und CMSX-12B Probestücken verringert, um für ein besseres Ansprechen der Legierung auf das Lösungsverfahren zu sorgen.
Ähnlich wie das CMSX-10Ga-Probestück wies das CMSX-12C-Probestück ein verbessertes Gleichgewicht der Kriechfestigkeit bei Testbedingungen im Bereich von 982-1149ºC (1800-2100ºF) auf, wie in der folgenden Tabelle 21 angegeben ist. TABELLE 21 CMSX-12C KRIECHBRUCH
+ Aus Schaufelprobestücken herausgearbeitet
Bei verbesserten Gußverfahrenskontrollen wies dieses Probestück die folgenden 1,0% Längskriechfestigkeiten auf, wie in der folgenden Tabelle 22 angeführt. TABELLE 22
Beide Legierungen zeigen ebenso eine größere Bruchfestigkeit als die CMSX-4 Legierung bis zu 1080ºC (1976ºF). Die entsprechenden Verbesserungen in der Metalltemperaturleistungsfahigkeit sind in der folgenden Tabelle 23 angeführt. TABELLE 23
Basierend auf der 1,0% Kriechfestigkeit sind die entsprechenden ungefahren Vorteile wie folgt:
Es ist zu beachten, daß der Vergleich nicht dichteberichtigt ist.
Bei einer Testtemperatur über 1080ºC (1976ºC) zeigen die Testergebnisse, daß die CMSX-10Ga und CMSX-12C-Probestücke eine etwas geringere Festigkeit aufwiesen als die CMSX-4 Legierung. Es wird angenommen, daß die Verringerung im Festigkeitsvorteil bei diesen Legierungen auf die TCP-Phasenbildung zurückzuführen ist. In diesem Zusammenhang sind die Legierungen CMSX-10Gb, CMSX-10L, CMSX-12Ca und CMSX-12E mit einer NV3B-Zahl von nur 1,50 (siehe Tabelle 1) gebildet, um eine größere Phasenstabilität zu erzielen und eine stark verbesserte Kriechfestigkeit bei hoher Temperatur zu bewirken, während der Großteil des Kriechvorteils, der bei dem 982-1080ºC (1800-1976ºF) Testschema gezeigt wurde, erhalten bleibt.
Die CMSX-10Ri und CMSX-12Ri-Zusammensetzungen wurden mit einem NV3B-Wert von 1,91 bzw. 1,92 gebildet. Diese Probestücke wurden dem umfassendsten Eigenschaftstest unterzogen. Sie wurden mit einem Cr-Gehalt von 2,65% bzw. 3,4% gebildet, wobei die anderen Merkmale ähnlich wie bei den obengenannten Überlegungen zu den Legierungszusammensetzungen waren. Die bei diesen beiden Materialien erzeugten Eigenschaften bestätigen das gesamte erfindungsgemäße Prinzip der Zusammensetzung, wobei die anderen Materialiterationen ähnliche physikalische Eigenschaften und verhältnismäßig bessere Mischungen von mechanischen Eigenschaften bereitstellen können.
Die Kriechbruchfahigkeiten der CMSX-10Ri- und CMSX-12Ri-Probestücke sind in der Folge in Tabelle 24 und 25 angeführt. TABELLE 24 CMSX-10(Ri) KRIECHBRUCH TABELLE 25 CMSX-12(Ri) KRIECHBRUCH
Die Verfahren und Ergebnisse der mikrostrukturellen W- und Re-Segregationsuntersuchung, die an vollständig lösungsgeglühten und teilweise lösungsgeglühten CMSX-12Ri-Testproben vorgenommen wurde, sind in der folgenden Tabelle 26 angeführt. Die Untersuchung zeigte, daß es wünschenswert ist, die Menge des in der Mikrostruktur enthaltenen Resteutektikums zu minimieren, und daß bei vollständig lösungsgeglühten Probestücken die für die Erfindung entwickelten Lösungsglühbehandlungen zur Minimierung der Elementsegregation erfolgreich sind, was zur Erzielung optimierter mechanischer Eigenschaften und einer mikrostrukturellen Stabilität von Bedeutung ist. TABELLE 26
Legierung: CMSX-12 Ri
Testprobestück: Vollstab, 9,525 cm (3,8") Durchmesser
Probestückzustand: vollständig gelöst, mit 2,0% Resteutektikum gelöst
Analyseverfahren: Mikrosondenanalyse
+ Regellose Anordnung von 350 Punkten über einen Querschnitt im rechten Winkel zu der Wachstumsrichtung
+ Sieben Zeilenabtastungen im Abstand von 51º, 50 Punktanalysen pro Zeile Die Standardabweichung der W- und Re-Messungen sind das Maß der Homogenität.
Ergebnisse:
Die folgende Tabelle 27 zeigt die Ergebnisse des Rig-Heißkorrosionstests, der an dem CMSX-12Ri Probestück durchgeführt wurde. Die Messungen wurden an der Stelle des Stabs vorgenommen, die der maximalen Belastung ausgesetzt war, d.h. an der 900ºC (1652ºF)- Stelle, wobei die Ergebnisse zeigen, daß die DS MAR M 002 Legierung einen etwa um das 20-Fache höheren Metallverlust erfuhr als das CMSX-12Ri-Probestück. Die visuelle Prüfung zeigt ein ähnliches Ergebnis bei der CMSX-10Ri Legierung. Sowohl die CMSX-10Ri als auch die CMSX-12Ri Legierung zeigten eine ähnliche Angriffsbeständigkeit wie die CMSX-4 Legierung, basierend auf einer visuellen Prüfung des Probestücks nach 60, 90 und 120 Stunden. TABELLE 27

HEISSKORROSION

VERFAHREN

+ Rig-Brenner
1724ºF (950ºC)
2 ppm Salz, Standardbrennstoff
+ Messungen am Punkt der maximalen Belastung, der bei 1652ºF (900ºC) lag
+ Die angegebenen Messungen wurden beim durchschnittlichen Mindestdurchmesser von gebrauchstauglichem Metall vorgenommen

ERGEBNISSE

+ 90 Stunden-Test
Die folgende Tabelle 28 zeigt die Ergebnisse zyklischer Oxidationstests, die bei 1100ºC (2012ºF) mit einer Gasgeschwindigkeit von Mach 1 vorgenommen wurde. Das CMSX-12Ri Probestück zeigte eine ähnliche Oxidationsbeständigkeit bei 1100ºC (2012ºF), war aber bei einer Belastung von etwa 1030ºC (1886ºF) nicht so gut wie CMSX-4.

TABELLE 28

Zyklischer Oxidationstest

10 - 15-minütige Zyklen auf 2012ºF (1100ºC), Abkühlung auf Umgebungstemperatur zwischen den Zyklen
Gasgeschwindigkeit: Mach 1
- 89 Stunden insgesamt, davon 77 Stunden bei 2012ºF

ERGEBNIS:

bei 1100ºC

CMSX-12 Ri

etwa 0,1 mm Verlust pro Seite pro 300 Zyklen

CMSX-4

etwa 0,1 mm Verlust pro Seite pro 380 Zyklen
bei 1030ºC

CMSX-12 Ri

etwa 0,105 mm Verlust pro Seite nach 355 Zyklen

CMSX-4

etwa 0,03 mm Verlust pro Seite nach 355 Zyklen
Die Zugfestigkeitsdaten für CMSX-12Ri bei erhöhter Temperatur sind in der folgenden Tabelle 29 angeführt, während die Ergebnisse des Schlagversuchs in der folgenden Tabelle 30 angeführt sind. Das Minimum der Schlagfestigkeit von CMSX-12Ri bei erhöhter Temperatur ist ähnlich wie bei CMSX-4 und das Maximum, das bei 950ºC (1742ºF) erreicht wird, ist besser. TABELLE 29 ZUGVERSUCHSDATEN CMSX-12Ri Legierung TABELLE 30 SCHLAGVERSUCHSDATEN CMSX-12Ri Glatte zylindrische Probestücke mit 8,89 mm (0,35 Inch) Durchmesser
Weiterer Vergleich der Schlageigenschaft:
- CMSX-2 -- Minimale Schlagfestigkeit 16,5 Joule
- SRR 99 -- Minimale Schlagfestigkeit 20 Joule
Die Ergebnisse der CMSX-12Ri Ermüdungstests bei niedrigen Lastwechselfrequenzen bei Testbedingungen von 750ºC (1382ºF) und 950ºC (1742ºF), wobei R = 0, sind in der folgenden Tabelle 31 angeführt. Die Daten zeigen, daß die Leistungskenndaten von CMSX-12Ri jenen von CMSX-4 bei Bedingungen von 750ºC (1382ºF) ähnlich sind, während die Legierung etwa die 2,5-fache normale Nutzungsdauer von CMSX-4 bei Bedingungen von 950ºC (1742ºF) aufweist. TABELLE 31 ERMÜDUNG BEI NIEDRIGEN LASTWECHSELFREQUENZEN CMSX-12Ri Legierung R = 0 (Null bis Maximalbelastung)
- Leistung ist ähnlich wie von CMSX-4 bei 1372ºF (750ºC)
- Im Vergleich zu CMSX-4 weist CMSX-12Ri bei 1742ºF (950ºC) und im Bereich von 20000 Zyklen eine 2,5-fache Nutzungsdauer oder 15 % mehr Festigkeit auf
Die Ergbnisse des CMSX-12Ri Kerbermüdungstests bei niedrigen Lastwechselfrequenzen zeigen, daß CMSX-12Ri 2,5 mal besser als CMSX-4 bis etwa 30000 Zyklen ist, während bei 50000 Zyklen und mehr die Leistungskenndaten der Legierung ähnlich jenen von CMSX-4 sind. Die Ergebnisse dieser Tests, die bei Testbedingungen von 750ºC (1382ºF), Kt = 2,0 und R = =0, durchgeführt wurden, sind in der folgenden Tabelle 32 angeführt. TABELLE 32 KERBERMÜDUNGSTEST BEI NIEDRIGEN LASTWECHSELFREQUENZEN CMSX-12Ri Legierung 1382ºF (750ºC), Kt = 2,0 R = 0
* Ergebnisse sind 2,5-mal besser als bei CMSX-4 bis zu etwa 30000 Zyklen
* Ergebnisse sind gleich wie bei CMSX-4 bei 50000 Zyklen und mehr.
Die Ergebnisse der CMSX-10Ri-Legierung Ermüdungstests bei hohen Lestwechselfrequenzen sind in der folgenden Tabelle 33 angeführt. Bei Testbedingungen von 950ºC (1742ºF), 100 Hz, R = 0, wies die Legierung etwa die 2,5-fache der für CMSX-4 üblichen Nutzungsdauer auf. TABELLE 33 ERMÜDUNG BEI HOHEN LASTWECHSELFREQUENZEN CMSX-10Ri Legierung 1742ºF (950ºC), 100 Hz., R = 0
* Die Nutzungsdauer ist 2,5-mal besser als bei CMSX-4
Die Testdaten für CMSX-10Ri und CMSX-12Ri zeigen, daß eine angemessene Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit mit einem äußerst geringen Legierungschromgehalt erzielt werden kann. Zusätzlich sind eine äußerst gute thermomechanische Ermüdungszug- und schlagfestigkeit bei den Superlegierungen dieser Erfindung offensichtlich.
Die Ergebnisse der Dichtungsmessungen des Legierungsprobestücks sind in der folgenden Tabelle 34 angeführt. TABELLE 34 DICHTEDATEN FÜR DIE MONOKRISTALLINE LEGIERUNG
Die Legierungen dieser Erfindung sind für die HIP-Bearbeitung geeignet. HIP-behandelte Probestücke, wie in der folgenden Tabelle 35 angeführt, zeigten einen nahezu vollständigen Porenverschluß und keine Anschmelzung.

TABELLE 35

HIP-Bedingung

1. Erwärmen der Probestücke in dem HIP-Kessel auf 1346ºC (2455ºF) bei minimalem Argondruck (etwa 10,34 MPa - etwa 1500 psi) und Halten über 4 Stunden, während der 2455ºC/1500 psi-Zustand aufrechterhalten bleibt.
2. Unter Aufrechterhaltung der Betriebstemperatur von 1346ºC (2455ºF) Erhöhen des Argondrucks über 1 Stunde auf 137,9 MPa - 20 ksi. Ausgleichsglühen der Probestücke bei 2455ºF/20 ksi über 4 Stunden.

Claims

1. Superlegierung auf Nickelbasis, welche die folgenden Elemente in Gewichtsprozent enthält:

Rhenium 5,0-7,0

Chrom 1,8-4,0

Kobalt 1,5-9,0

Tantal 7,0-10,0

Wolfram 3,5-7,5

Aluminium 5,0-7,0

Titan 0,1-1,2

Molybdän 0,25-2,0

und gegebenenfalls:

Niob bis zu 0,5

Hafnium bis zu 0,15

Kohlenstoff bis zu 0,04

Bor bis zu 0,01

Yttrium bis zu 0,01

Cer bis zu 0,01

Lanthan bis zu 0,01

Mangan bis zu 0,04

Silicium bis zu 0,05

Zirkonium bis zu 0,01

Schwefel bis zu 0,001

Vanadium bis zu 0,10

wobei der Rest Nickel und zufallige Unreinheiten sind,

und wobei die Superlegierung eine Phasenstabilitatszahl NV3B von weniger als 2,10 aufweist.

2. Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Superlegierung eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 1,85 aufweist.

3. Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die folgenden Elemente in den folgenden Gewichtsanteilen vorhanden sind:

Tantal 8,0-10,0

Wolfram 3,5-6,5

Aluminium 5,3-6,5

Titan 0,2-0,8

Niob bis zu 0,3

Molybdän 0,25-1,5

Hafnium 0,02-0,05

und daß die Superlegierung eine Phasenstabilitätszahl NV3B von weniger als 1,75 aufweist.

4. Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Chromgehalt 1,8 bis 3,0 Gewichtsprozent beträgt.

5. Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Superlegierung einen Rheniumgehalt von 5,5 bis 6,5 Gewichtsprozent aufweist.

6. Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Superlegierung einen Kobaltgehalt von 2,0 bis 5, Gewichtsprozent aufweist.

7. Verwendung einer Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 zum Gießen eines monokristallinen Artikels.

8. Verwendung einer Superlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 zum Gießen einer monokristallinen Komponente für eine Turbinenmaschine, vorzugsweise eine Gasturbinenschaufel oder eine Gasturbinenleitschaufel.

9. Verfahren zur Herstellung eines Artikels, welches das Gießen des Artikels als Monokristall aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 und das Aushärten des Gußstücks bei einer Temperatur von 1065ºC bis 1165ºC in 1 bis Stunden umfaßt.