DD232071A5 - Verfahren zur erhoehung der schmiedbarkeit von superlegierungen auf nickelbasis sowie nach dem verfaahren hergestellter gegenstand - Google Patents
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Abstract
Verfahren zur Erhoehung der Schmiedbarkeit eines g-verfestigten, gegossenen Superlegierungs-Materials auf Nickelbasis sowie ein nach dem Verfahren hergestellter Gegenstand. Die Aufgabe besteht darin, das Material so zu behandeln, dass das Endprodukt eine vollstaendig rekristallisierte Mikrostruktur mit einer gleichfoermigen feinen Korngroesse und eine superueberverguetete g-Morphologie mit einer mittleren g-Phasen-Teilchengroesse von mehr als etwa 3 mm aufweist, der Verformungsgrad drastisch erhoeht und der Fliesswiderstand betraechtlich vermindert wird. Dies wird dadurch erreicht, dass der Gegenstand derart waermebehandelt wird, dass eine betraechtliche Menge der g-Phase in Loesung geht und der Gegenstand auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur fuer den Solvus-Beginn der g-Phase derart langsam abgekuehlt wird, dass eine ueberverguetete g-Struktur erzeugt wird.
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erhöhung der Schmiedbarkeit eines /-verfestigten Superlegierungs-Materials auf Nickelbasis, insbesondere in gegossener Form, sowie einen nach dem Verfahren hergestellten Gegenstand.
Hochwarmfeste Legierungen oder Superlegierungen auf Nickelbasis werden bei Gasturbinentriebwerken in weitem Umfang verwendet. Eine Verwendung betrifft dabei Turbinenscheiben. Die Anforderungen an die Eigenschaften von Scheibenmaterialien sind im Zuge der allgemeinen Fortentwicklung derTriebwerksleisturig gestiegen. Frühere Triebwerke verwendeten Stahl und Legierungen auf Stahlbasis als Scheibenmaterialien. Diese wurden bald durch die erste Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis abgelöst, wie beispielsweise Waspaloy, die schmiedbar waren, wenn auch häufig mit gewissen Schwierigkeiten.
Superlegierungen auf Nickelbasis leiten einen Großteil ihrer Festigkeit aus dery'-Phase ab. Der Trend der Entwicklung von Supertegierungen auf Nickelbasis ging in Richtung der Steigerung des Volumenanteils dery'-Phase zur Erhöhung der Festigkeit. Die in den frühen Triebwerken verwendete Waspaloy-Legierung enthält etwa 25Vol.-% y'-Phase, während in jüngerer Zeit entwickelte Scheibenlegierungen etwa 40 bis 70% dieser Phase enthalten.
Die Steigerung des Volumenanteils der y'-Phase vermindert die Schmiedbarkeit der Legierung. Ein Waspaloy-Material kann aus einem Gußblock-Ausgangsmaterial geschmiedet werden, während die später entwickelten festeren Scheibenmaterialien nicht zuverlässig geschmiedet werden können und die Anwendung teuerer Pulvermetallurgie-Techniken erfordern, um eine geformte Scheiben-Vorform herzustellen, die in wirtschaftlicherWeise durch spanabhebende Bearbeitung die Endabmessungen erhalten kann. Ein derartiges Pulvermetallurgie-Verfahren, das mit beträchtlichem Erfolg zur Herstellung von Triebwerksscheiben verwendet wurde, ist in den US-PS3519503 und 4081295 beschrieben. Dieses Verfahren hat sich bei Pulvermetallurgie-Ausgangsmaterialien als außerordentlich erfolgreich erwiesen, jedoch weniger bei Verwendung gegossener Ausgangsmaterialien.
Andere Lösungen, die das Schmieden von Scheibenmaterial betreffen, sind in den US-PS3802938,3975219 und 4110131 beschrieben.
Kurz gesagt, hat somit der Trend zu Scheibenmaterialien mit höherer Festigkeit zu steigenden Schwierigkeiten der Verarbeitung geführt, die nur durch Rückgriff auf teure Pulvermetallurgie-techniken überwunden werden konnten.
Ziel der Erfindung ist es, die Schmiedbarkeit gegossener hochfester Superlegierungs-Materialien in einfacher Weise zu erhöhen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein y'-verfestigtes Superlegierungsmaterial auf Nickelbasis, das mehr als etwa 40 Vol.-% y'-Phase enthält, so zu behandeln, daß das Endprodukt eine vollständig rekristallisierte MikroStruktur mit einer
gleichförmigen feinen Korngröße und einer superübervergütete γ'-Morphologie mit einer mittleren γ'-Phasen-Teilchengröße von mehr als etwa 3/i.m aufweist, der Verformungsgrad, bei dem es zu einem Reißen kommt, drastisch erhöht und der beim Schmieden auftretende Fließwiderstand beträchtlich vermindert wird.
Dies wird erfindungsgemäß dadurch erreicht, daß das Material oder der Gegenstand derart wärmebehandelt wird, daß eine beträchtliche Menge der/-Phase in Lösung geht und der Gegenstand auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn der γ'-Phase derart langsam abgekühlt wird, daß eine übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird. Das Abkühlen wird mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,50C bzw. 2,80C pro Stunde vorgenommen. Der Gegenstand wird auf eine Temperatur abgekühlt, die wenigstens etwa 280C bzw. 55 °C unter der Temperaturfür den Solvus-Beginn der/-Phase liegt.
Der Gegenstand wird auf eineTemperatur abgekühlt, die wenigstens etwa so niedrig ist wie diefür das beabsichtigte Schmieden gewählte Temperatur.
Es wird ausreichend viel γ'-Phasen-Material derart in ungelöster Form gehalten, daß ein nennenswertes Kornwachstum verhindert wird. Wenigstens etwa 40 Vol.-% der bei der Temperatur des beabsichtigten Schmiedens vorhandenen nicht eutektischen γ'-Phase wird in Lösung gebracht.
Superlegierungen auf Nickeibasis leiten ihre Festigkeit vor allem von der Gegenwart einer Verteilung von γ'-Teilchen in der γ-Matrix ab. Diese Phase beruht auf der Verbindung Ni3AI, wobei verschiedene Legierungselemente wie beispielsweise Ti und Nb das Al teilweise ersetzen können. Hitzebeständige Elemente wie beispielsweise Mo, W, Ta und Nb verstärken die γ-Matrix-Phase, und Zusätze von Cr und Co sind üblicherweise zusammen mit den Begleitelementen wie C, B und Zr vorhanden. Tabelle 1 zeigt Nominal-Zusammensetzungen für eine Reihe von Superlegierungen, die im warmverarbeiteten Zustand verwendet werden. Waspaloy kann auf herkömmliche Weise aus einem Guß-Rohmaterial geschmiedet werden. Die restlichen Legierungen werden üblicherweise aus Pulver geformt, entweder durch direkte isostatische Warmpreß-Verfestigung oder durch Schmieden von verfestigten Pulver-Vorformen; das Schmieden von gegossenen Vorformen dieser Zusammensetzungen ist üblicherweise wegen des hohen γ'-Gehalts nicht praktikabel, obwohl Astroloy gelegentlich geschmiedet wird, ohne daß auf Pulvertechniken zurückgegriffen wird.
Ein Zusammensetzungsbereich, der die Legierungen der Tabelle I umfaßt, sowie andere Legierungen, die gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitbar-sein dürften, ist (in Gew.-%) 5-25% Co, 8-20% Cr, 1-6% Al, 1-5% Ti, 0-6% Mo, 0-7% W, 0-5% Ta, 0-5% Nb, 0-5% Re, 0-2% Hf, 0-2% V, wobei der Rest im wesentlichen Nickel zusammen mit den Begleitelementen C, B und Zr in den üblichen Mengen ist. Die Summe der Al- und Ti-Gehalte liegt üblicherweise im Bereich von 4 bis 10%, und die Summe von Mo + W + Ta + Nb liegt üblicherweise im Bereich von 2,5-12%. Die vorliegende Erfindung istin breitem Sinneauf Superlegierungen auf Nickelbasis mit /-Gehalten bis hinauf zu 75 Vol.-% anwendbar, ist jedoch ganz besonders nützlich in Verbindung mit Legierungen, die mehr als 40 Vol.-% und vorzugsweise mehr als 50 Vol.-% γ'-Phase enthalten und daher sonst nach herkömmlichen (nichtpulvermetallurgischen) Techniken nicht schmiedbar sind.
In einer gegossenen Superlegierung auf Nickelbasis tritt die γ'-Phase in zwei Formen auf: einer eutektischen und einer nichteutektischen. Das eutektische γ' bildet sich im Verfestigungsprozeß, während sich das ηϊοΙιΐβυΙβΙ<ίΪ3θϊιβγ' durch Festphasenausscheidung während des Abkühlens nach der Verfestigung bildet. Das eutektische γ'-Material wird überwiegend an den Korngrenzengefunden und weist Teilchengrößen auf, die im allgemeinen recht groß sind, bis zu vielleicht ΙΟΟμητι. Die nichteutektische γ'-Phase, die überwiegend für die Festigkeit der Legierung verantwortlich ist, wird in den Körnern gefunden und weist eine typische Größe von 0,3-0,5μΐτι auf.
Waspaloy | Astroloy | RENE95 | AF11521 | RCM 823) MERL76 | IN 10O11 | |
Co | 13,5 | 17 | 8 | 15 | 18 | 15 |
Cr | 19,5 | 15 | 13 | 10,7 | 12 | 10 |
Al Ti | 1,3 3,0 | 4 3,5 | 3,5 2,5 | co co" | 5,0 4,35 | 4,5 4,7 |
Mo W | 4,3 | 5,25 | 3,5 3,5 | 3,0 6,0 | 3,2 | 3 |
Nb | - | - | 3,5 | 1,7 | 1,3 | - |
C B Zr | 0,08 0,006 0,06 | 0,06 0,03 | Ö,Q7 0,010 0,05 | 0,05 0,02 0,05 | 0,025 0,02 0,06 | 0,18 0,014 0,06 |
Ni | BaI | BaI | BaI | BaI | BaI | BaI |
%'4) 25 40 50 ,55 65 65
1) enthält auch 1,0% V
2) enthält auch 0,75% Hf
3) MERL 76 enthält 0,4% Hf
4) Volumenprozent
ϋΐβγ'-ΡΓοεβ kann durch Erhitzen des Materials auf eine erhöhte Temperatur in Lösung gebracht werden. Die Temperatur, bei der eine Phase in Lösung geht, ist seine Solvus-Temperatur. Das Inlösunggehen (oder die Ausscheidung) der γ'-Phase erfolgt innerhalb eines Temperaturbereichs. Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wird der Begriff Solvus-Beginn verwendet, um die Temperatur zu beschreiben, bei derein beobachtbares Inlösunggehen beginnt (definiert durch optische metailographische Bestimmung der Temperatur, bei der 5 Vol.-% der γ'-Phase, die beim langsamen Abkühlen auf Raumtemperatur vorliegt, in Lösung gebracht wurde), und der Begriff Solvus-Ende bezeichnet die Temperatur, bei der das Inlösunggehen im wesentlichen vollständig ist (wiederum durch optische Metallographie bestimmt). Wenn eine γ'-Solvus-Temperatur ohne ein zugeordnetes Adjektiv niedrig/hoch erwähnt wird, ist darunter die hohe oder obere Solvus-Temperatur zu verstehen.
Die eutektischen und nichteutektischen Typen der γ'-Phase bilden sich auf unterschiedliche Weise und weisen unterschiedliche Zusammensetzungen und Solvus-Temperaturen auf. Die niedrigen und hohen Solvus-Temperaturen der nichteutektischen γ'-Phase liegen typischerweise in der Größenordnung von 28~84°C unter den Solvus-Temperaturen der eutektischen γ'-Phase. In der MERL 76-Zusammensetzung beträgt die Temperatur für den Solvus-Beginn der nichteutektischen γ'-Phase etwa 11210C, und die Temperatur für das Solvus-Ende beträgt etwa 1196°C. Die Temperatur für den Solvus-Beginn der eutektischen γ'-Phase beträgt etwa 11880C und die Temperatur für das Solvus-Ende der y'-Phase beträgt etwa 1219°C (da die Anschmelz-Temperatur etwa 1196°C beträgt, kann die eutektische γ'-Phase nicht vollständig in Lösung gehen, ohne teilweise zu schmelzen). Schmieden ist ein Metallbearbeitungs-Verfahren, bei dem Metall verformt wird, typischerweise unter Druck, und bei einer Temperatur, die üblicherweise über seiner Rekristallisations-Temperatur liegt. Bei den meisten Schmiedeverfahren sind für die folgenden drei Kenngrößen für das Verfahren und das Rohprodukt erwünscht: (1) daß das fertige Produkt eine gewünschte MikroStruktur aufweist, vorzugsweise eine gleichförmig rekristallisierte Struktur; (2) daß das Produkt im wesentlichen rißfrei ist und (3) daß das Verfahren eine relativ niedrige Spannung oder Kraft erfordert. Selbstverständlich variiert die relative Bedeutung dieser drei Faktoren mit der speziellen Situation. . . . .
In ihrer breitesten Fassung betrifft die vorliegende Erfindung die Entwicklung einer stark übervergüteten (superübervergüteten, superüberalterten) γ'-Morphologie in einem Superlegierungs-Material. Die mechanischen Eigenschaften von fällungsgehärteten Materialien, wie beispielsweise Superlegierungen auf Nickelbasis, variieren als Funktion der Fällungsgröße der γ'-Phase. Maximale mechanische Eigenschaften werden mH^'-Größen in der Größenordnung von 0,1-0,5/im erhalten. Ein Altern unter Bedingungen, die größere Teilchengrößen als die für maximale Eigenschaften erzeugen, erzeugt Strukturen, die als übervergütet oder überaltert (overaged) bezeichnet werden. Eine superübervergütete Struktur wird als Struktur definiert, bei der die mittlere Größe der nichteutektischen y'-Phase wenigstens dreimal so groß ist (und vorzugsweise wenigstens fünfmal so groß ist) wie die γ'-Größe (als Durchmesser), die maximale Eigenschaften bewirkt. Da das Ziel eine Schmiedbarkeit ist, sind die angegebenen γ'-Größen diejenigen, die bei der Schmiedetemperatur existieren. Die Schaffung einer derartigen groben γ'-Morphologie erhöht die Schmiedbarkeit des Materials drastisch. Es scheint ferner auch so, daß die γ'-Größe, die für eine verbesserte Schmiedbarkeit erforderlich ist, bis zu einem gewissen Grade mit dem Anteil der γ'-Phase in dem Material verknüpft ist. Für Materialien mit einem geringeren Anteil an γ'-Phase führt eine kleinere Teilchengröße zu dem gewünschten Ergebnis. So nehmen wir beispielsweise an, daß eine 1 μπι γ'-Größe ausreicht für ein Material, das einen Gehalt von 40 Vol.-% γ' enthält, daß jedoch eine Größe von 2,5μ.ΓΤΐ der γ'-Phase bei einem Material erforderlich ist, das 70 Vol.-% γ'-Phase enthält. Für einen konstanten γ'-Gehalt steigt mit der Teilchengröße der γ'-Phase auch der Zwischenteilchenabstand (die Dicke der zwischengelagerten Schicht der γ-Matrix-Phase).
Das gegossene Ausgangsmaterial wird auf eine Temperatur zwischen der Temperatur für den γ'-Beginn und das γ'-Ende erhitzt (d.h. auf eine Temperatur im Solvus-Bereich). Bei dieser Temperatur geht ein Teil der nichteutektischen γ'-Phase in Lösung. Durch Anwendung eines langsamen Abkühl-Zeitplans fällt die nichteutektische γ'-Phase in grober Form wieder aus, und die Teilchengrößen liegen in der Größenordnung von 5 oder sogar 10/nm. Diese grobe γ'-Teilchengröße verbessert die Schmiedbarkeit des Materials beträchtlich. Der langsame Abkühlschritt beginnt bei einer Wärmebehandlungs-Temperatur zwischen den beiden Solvus-Temperaturen und endet bei einer Temperatur in der Nähe und vorzugsweise unterhalb der unteren Solvus-Temperatur für die nichteutektische γ'-Phase, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit weniger als 5,5°C pro Stunde beträgt. Dieses Verfahren kann auch als eine Super-Übervergütungs-Behandlung beschrieben werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitetes Material zeigt einen Fließwiderstand im stationären Zustand von etwa 44,81 MPa, und selbst bei einer Verminderung von 0,9 (90%ige Höhenverminderung) wurde kein Reißen beobachtet. Ein besonderer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, daß eine gleichförmige feine rekristallisierte Korn-Mikrostruktur bei einem relativ niedrigen Verformungsgrad erhalten wird. Im Falle einer zylindrischen Vorform, die zu einer pfannkuchenähnlichen Form gestaucht wurde, erzeugt das erfindungsgemäße Verfahren eine derartige MikroStruktur bei einer Höhenverminderung von weniger als etwa 50%; bei herkömmlichen Verfahren ist eine Höhenverminderung von mehr als 90% erforderlich.
Es ist außerordentlich erwünscht, daß die Korngröße während der oben beschriebenen Wärmebehandlung zur Vergrößerung de^'-Phase nicht zunimmt. Ein Verfahren zur Verhinderung eines Kornwachstums besteht darin, das Material unterhalb solcher Temperaturen zu verarbeiten, bei denen die gesamte γ'-Phase in Lösung gegangen ist. Indem eine geringe, jedoch signifikante Menge (z. B. 5-30 Vol.-%) der γ'-Phase im ungelösten Zustand gehalten wird, wird das Kornwachstum zurückgehalten. Das wird normalerweise dadurch erreicht, daß man die Unterschiede der Solvus-Temperatur zwischen der eutektischen und der nichteutektischen γ'-Form ausnützt. Bei bestimmten Legierungen mit relativ hohen Kohlenstoffgehalten reicht die (im wesentlichen unlösliche) Carbidphase aus, das Kornwachstum zu verhindern. Die Anwendung der vorliegenden Erfindung auf derartige Legierungen lockert die Temperaturbeschränkungen, die zu beachten wären, wenn man sich auf zurückgehaltenes γ'-Material zur Stabilisation der Korngrenzen verlassen muß. Eine Kombination von beibehaltener γ'-Phase und Carbid-Phase kann ebenfalls ausgenutzt werden. Es ist auch möglich, daß eine bestimmte Menge an Kornwachstum akzeptabel ist, insbesondere bei Schmiede-Verfahren, bei denen übermäßige Zugverformungen nicht auftreten und/oder beim Schmieden von relativ schmiedbaren Legierungen.
Die Beibehaltung von ausreichend viel γ'-Material zur Verhinderung des Kornwachstums kann dadurch erreicht werden, daß man eine Verarbeitungstemperatur zwischen den Solvus-Temperaturen für die eutektische und die nichteutektische γ'-Phase wählt, so daß die beibehaltene eutektische γ'-Phase das Kornwachstum verhindert. Bei einigen Legierungen ist es möglich, die Legierung so durch Lösungsglühen zu behandeln, daß die eutektische γ'-Phase durch vollständiges Inlösungbringen der eutektischen γ'-Phase und anschließende Wiederausfällung im wesentlichen eliminiert wird. Das erfindungsgemäße Verfahren ist auch für einen solchen Fall anwendbar; es ist dabei lediglich erforderlich, eine Verarbeitungstemperatur zu wählen, bei der eine geringe, jedoch signifikante Menge der γ'-Phase beibehalten wird, und zwar in einer Menge, die ausreicht, ein nennenswertes Kornwachstum zu verhindern.
Die Erfindung soll nachstehend an einem Ausführungsbeispiel näher erläutert werden. In der zugehörigen Zeichnung zeigen:
Fig. 1: eine graphische Darstellung, die Variationen des Kühlzyklus veranschaulicht; Fig. 2: die Beziehung zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und der Teilchengröße der γ'-Phase; Fig.3A, 3B, 3C: Schliffbilder von mit unterschiedlichen Geschwindigkeiten abgekühltem Material;
Fig. 4: das Verhältnis zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und dem Fließwiderstand beim Schmieden; Fig. 5: die Beziehung zwischen der Spannung und der Verformung während des Schmiedens von herkömmlich und erfindungsgemäß verarbeitetem Material;
Fig.6Aund6B: Schliffbilder von herkömmlich verarbeitetem Material vor und nachdem Schmieden; Fig.7Aund7B: Schliffbilder von erfindungsgemäß verarbeitetem Material vor und nach dem Schmieden. Bezugnehmend auf Fig. 1 führt jede beliebige gerade Linie, die beim Punkt 0 beginnt und in den Bereich zwischen O°C/Stunde und 5,5CC/Sturide fällt, zum gewünschten Ergebnis. Es scheint jedoch, daß wechselnde Abkühlungsgeschwindigkeiten nicht befriedigend sein könnten. Beispielsweise weist die Kurve 1 einen Abschnitt A auf, in dem die Abkühlgeschwindigkeit 5,5°C/h überschreitet. Das dürfte wahrscheinlich unbefriedigend sein. Das Verfahren verkraftet innerhalb kurzer Abschnitte des Abkühlzyklus Abkühlgeschwindigkeiten, die 5,5°C/h überschreiten, z. B. 11,1 cC/h, was jedoch nicht bevorzugt ist. Abkühlzyklen, die in einem Ofen mit einer sprunghaften Temperatursteuerung durchgeführt wurden, lieferten nicht die gewünschte MikroStruktur, obwohl die Gesamt-Abkühlgeschwindigkeit wesentlich unter 5,5°C/h lag. Selbstverständlich erfolgt ein Abkühlen in einem Ofen mit einer herkömmlichen Ein/Aus-Steuerung als eine Reihe sehr kleiner Stufen, wobei jedoch die thermische Trägheit des Ofens diese Fluktuationen ausgleicht.
Für eine weitere Beobachtung sind die Kurven 2 und 3 zu betrachten, die beide Kurven sind, die keinerlei Abschnitt aufweisen, der eine Neigung von mehr als 5,5cC/h aufweist. Obwohl beide im Punk X enden, zeigen vorläufige Ergebnisse, daß die Ergebnisse, die gemäß Kurve 3 erhalten werden (relativ rasches Abkühlen mit nachfolgendem langsamerem Kühlen) gegenüber den Ergebnissen gemäß Kurve 2 (langsames Abkühlen mit anschließendem schnellerem Kühlen) bevorzugt sind. Die Vorteile einer derartigen Modifikation sind dabei eher ökonomischer als technischer Natur.
Eine Legierung mit einer Nominal-Zusammensetzung der Legierung RCM 82 in Tabelle I wurde zu einem Zylinder mit einem Durchmesser von 15,24cm und einer Höhe von 20,32 cm gegossen, der eine Korngröße von ASTM 2-3 (0,125-0,18 mm mittlerer Durchmesser) aufwies. Dieses Material enthält etwa 60-65Vol.-% γ'-Phase. Der Solvus-Temperaturbereich für die nichteutektische γ'-Phase beträgt etwa 1121-1196°C, und der Solvus-Temperaturbereich für die eutektische γ'-Phase beträgt etwa 1177-1216°C.
Dieses Gußstück wurde einer Behandlung durch isostatisches Warmpressen (11850C, 103,4MPa, 3 Stunden) unterzogen, um eine Restporosität zu schließen (beil 185 0C sind ausreichend viele γ'-Teilchen vorhanden, um ein Kornwachstum zu verhindern). Das Gußstück wurde dann bei 11850C 2 Stunden wärmebehandelt und mit einer Geschwindigkeit von 1,1 °C/h auf 10930C abgekühlt (es kam wiederum nicht zu einem Kornwachstum). Die erhaltene Teilchengröße der nichteutektischen γ'-Phase betrug etwa 8,5Mm. Dieses Material wurde dann bei 11210C mit 0,1 cm/cm/min, auf eine Verminderung von 76% (unter Herstellung eines 5,0 cm hohen und einen Durch messer von 30,48 cm aufweisenden Pfannkuchens) geschmiedet, ohne daß es zu einer
Rißbildung kam. — —
Ohne die erfindungsgemäße Wärmebehandlung wäre eine derartige Verminderung nicht erreichbar ohne starke Rißbildung, und die erforderlichen Schmiedekräfte wären größer als die, die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren beobachtet wurden. Selbst wenn es zu keiner Rißbildung käme, wäre die erhaltene Struktur unerwünscht, da sie nur teilweise rekristallisiert wäre. Fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und der γ'-Teiichengröße für die in Tabelle I beschriebene RCM82-Legierung. Es ist zu erkennen, daßdieγ'-Teilchengröße um so größer wird, je langsamer das Abkühlen erfolgt. Eine ähnliche Beziehung gilt für die anderen Superlegierungen, jedoch mit Abweichungen bei der Neigung und der Lage der Kurve. Fig. 3 A, 3B und 3C zeigen die MikroStruktur der Legierung RCM 82, die mit Geschwindigkeiten von 1,10C, 2,8°C und 5,5°C pro Stunde von einer Temperatur zwischen der Solvus-Temperatur für die eutektische γ'-Phase und der Solvus-Temperatur für die nichteutektische γ'-Phase (12040C) auf eine Temperatur (10380C) unterhalb des Solvus-Beginns der γ'-Phase abgekühlt wurde. Der Unterschied bei der γ'-Teilchengröße ist offensichtlich. Fig.4 zeigt den Fließwiderstand für ein bestimmtes Schmiedeverfahren als Funktion der Abkühlgeschwindigkeit der Legierung RCM 82; eine Verminderung der Abkühlgeschwindigkeit von 5,5°C pro Stunde auf 1,10C pro Stunde vermindert den erforderlichen Schmiede-Fließwiderstand um etwa 20%. Fig. 5 zeigt den Fließwiderstand gegen die Fließverformung für ein Stauchschmiede-Verfahren, das an Materialien durchgeführt wird, die gemäß der vorliegenden Erfindung behandelt wurden, sowie an einem Material, das nach dem Stand der Technik verarbeitet wurde. Das auf herkömmliche Weise verarbeitete Material zeigt einen Fließwiderstand im stationären ~ Zustand von etwa 96,53MPa und reißt bei einer Verformung von etwa 0,27 (0,27%ige Höhenverminderung). Bestimmte mikrostrukturelle Merkmale sind in Fig. 6 A, 6 B, 7 A und 7 B dargestellt. Fig. 6 A zeigt die MikroStruktur von gegossenem Material. Dieses Material wurde nicht der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterzogen. In Fig. 6 A sind Korngrenzen sichtbar, die große Mengen des eutektischen γ'-Materials enthalten. Im Zentrum der Körner sind feine γ'-Teilchen zu erkennen, deren Größe geringer ist als etwa Ο,δμίτι.
Fig.6B zeigt die MikroStruktur dieses Materials nach einem herkömmlichen Schmieden. In Fig.6B sind feine rekristallisierte Körper an den ursprünglichen Korngrenzen sichtbar, die Material umgeben, das im wesentlichen nicht rekristallisiert ist. Es wird angenommen, daß diese ungleichförmige (Halsband-)Mikrostruktur nicht zu optimalen mechanischen Eigenschaften führt. Fig. 7 A zeigt die gleiche Legierungs-Zusammensetzung nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, jedoch vor dem Schmieden. Wie zu erkennen ist, enthalten die Original-Korngrenzenbereiche eine eutektische γ'-Phase. Es ist ferner von Bedeutung, daß das Innere der Körner γ'-Teilchen enthält, bei denen klar zu erkennen ist, daß ihre Größe viel größer ist als die der entsprechenden Teilchen in Fig. 6 A. In Fig. 7 A weisen die γ'-Teilchen eine Größe in der Größenordnung von 8,5μ,ιτη auf. In Fig. 7 B ist zu erkennen, daß nach dem Schmieden die MikroStruktur im wesentlichen rekristallisiert und gleichmäßig ist. Es wird angenommen, daß das Material gemäß Fig. 7 B gegenüber dem Material gemäß Fig. 6 B überlegene mechanische Eigenschaften aufweist.
Zusammengefaßt ermöglicht das erfindungsgemäße Verfahren das Erreichen von drei großen Vorteilen beim Schmieden eines sonst an sich nichtschmiedbaren Materials ohne negative Auswirkung. Einmal ist die Verminderung bzw. ist der Verformungsgrad, bei dem es zu einem Reißen kommt, drastisch erhöht (Fig. 5); das Endprodukt weist eine verbesserte MikroStruktur auf (Fig. 7 B); und der beim Schmieden auftretende Fließwiderstand ist beträchtlich vermindert (Fig. 4).
Claims (12)
- Erfindungsanspruch:1. Verfahren zur Erhöhung der Schmiedbarkeit eines Gegenstandes aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, gekennzeichnet dadurch, da ß es u mf a ßt:Wärmebehandeln des Gegenstandes, derart, daß eine beträchtliche Menge dery'-Phase in Lösung geht und langsames Abkühlen des Gegenstandes auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur für den Solvus-Beginn dery'-Phase, derart, daß eine grobe übervergütete γ'-Struktur erzeugt wird.
- 2. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß das Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 5,5°C pro Stunde vorgenommen wird.
- 3. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß das Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von weniger als etwa 2,8°C pro Stunde vorgenommen wird.
- 4. Verfahren nach Punkt '!,gekennzeichnet dadurch, daß der Gegenstand auf eine Temperatur abgekühlt wird, die wenigstens etwa 28°C unter der Temperatur für den Solvus-Beginn dery'-Phase liegt.
- 5. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß der Gegenstand auf eineTemperatur abgekühlt wird, die wenigstens etwa 550C unter der Temperatur für den Solvus-Beginn der/-Phase liegt.
- 6. Verfahren nach Punkt !,gekennzeichnet dadurch, daß der Gegenstand auf eineTemperatur abgekühlt wird, die wenigstens etwa so niedrig ist wie die für das beabsichtigte Schmieden gewählte Temperatur.
- 7. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß ausreichend viel γ'-Phasen-Material in ungelöster Form gehalten ' wird, derart, daß ein nennenswertes Kornwachstum verhindert wird.
- 8. Verfahren nach Punkt 1, gekennzeichnet dadurch, daß wenigstens etwa 40 Vol.-% der bei der Temperatur des beabsichtigten Schmiedens vorhandenen nichteutektischen /-Phase in Lösung gebracht wird.
- 9. Schmiedbarer Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Punkten 1 bis 8, gekennzeichnet dadurch, daß bei der Schmiedetemperatur die mittlere Teilchengröße der y'-Phase größer als etwa 2,5 /um ist.
- 10. Gegenstand nach Punkt 15, gekennzeichnet dadurch, daß die mittlere Teilchengröße der /-Phase etwa 5μι~η überschreitet.
- 11. Schmiedbarer Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Punkten 1 bis 8, und des Typs, der bei einer bestimmten Teilchengröße ein Maximum der Kurve für die Wärme-Härte bei erhöhter Temperatur gegen die Teilchengröße der /-Phase aufweist, gekennzeichnet dadurch, daß der Gegenstand eine mittlere Teilchengröße der γ'-Phase bei einer typischen Schmiedetemperatur aufweist, die wenigstens das Dreifache der Maximums-Teilchengröße beträgt.
- 12. Gegenstand nach Punkt 11, gekennzeichnet dadurch, daß er eine mittlere Teilchengröße der /-Phase aufweist, die wenigstens das Fünffache der Maximums-Teilchengröße beträgt.Hierzu 6 Seiten Zeichnungen
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