DE102010014832B4 - Leicht bearbeitbare Nickelbasis-Legierung - Google Patents

Abstract

Umformbare, spanend bearbeitbare Nickelbasis-Superlegierung mit einer aus dem Matrixwerkstoff bestehenden ersten Phase (ү) und Partikeln einer zweiten Phase, die in der ersten Phase nicht gelöst sind, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel der zweiten Phase homogen in der ersten Phase (ү) verteilt sind, eine Größe von 1 bis 10 µm und eine globulare Struktur aufweisen und ihr Schmelzpunkt unter 1000°C liegt.

Description

• Die Erfindung betrifft eine umformbare spanende bearbeitbare Nickelbasis-Superlegierung mit einer aus dem Matrixwerkstoff bestehenden ersten ү Phase und Partikeln einer zweiten Phase, die in der ersten Phase nicht gelöst sind.
• Superlegierungen finden breite Anwendung in Bereichen, in denen hohe Anforderungen an die mechanische und chemische Beständigkeit bei Temperaturen über 600°C gestellt werden. In Folge thermisch stabiler Ausscheidungen (ү': Ni₃Al) in der Matrix (ү) bleiben die mechanischen Eigenschaften bis zu hohen Temperaturen stabil. Zusätzlich können sich bei Anwesenheit von Niob metastabile ү"-Ausscheidungen (Ni₃Nb) bilden. Diese wandeln sich bei Temperaturen oberhalb 700°C bis 850°C und längeren Glühzeiten in die stabile δ-Phase um, die sich jedoch aufgrund ihrer Morphologie nicht als Teilchenhärter einsetzen lässt. Je nach chemischer Zusammensetzung verändern sich also die Härtungsmechanismen. Aluminium und Chrom sorgen für eine hohe Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit der Legierungen.
• Einsatzgebiete für Nickelbasis-Legierungen sind daher unter anderem die heißen Bereiche von Flugtriebwerken oder stationären Gas- und Dampfturbinen zur Energiegewinnung (beispielsweise im Hochdruckverdichter oder in der Niederdruckturbine, entweder in Form von Turbinenschaufeln, Turbinenscheiben oder Turbinengehäusen). Stähle oder leichtere Titanlegierungen lassen sich dort aufgrund der hohen Temperaturen von über 600°C nicht mehr einsetzen, da mit einer plastischen Verformung (Kriechen) oder eine Oxidation/Sauerstoffaufnahme mit einer entsprechenden Aufhärtung der Werkstückrandbereiche gerechnet werden muss. Kriechen ist problematisch für Stähle und eine Oxidation ist problematisch für konventionelle Titanlegierungen. Die Lebensdauer entsprechender Bauteile wird dadurch stark verkürzt. Zurzeit sind Nickelbasis- und Kobaltbasis-Legierungen die einzigen metallischen Werkstoffe, die sich unter diesen anspruchsvollen Bedingungen einsetzen lassen.
• Die Legierungsklasse der Ni-Cr-Mo-Legierungen, zu der auch die Legierung Alloy 625 gehört, wird zusätzlich wegen der ausgezeichneten Korrosionsbeständigkeit in wässrigen Medien in der chemischen Industrie sowie der Öl- und Gasindustrie eingesetzt, insbesondere dort, wo Stähle keine ausreichende Korrosionsbeständigkeit mehr aufweisen. Titanlegierungen wären zwar geeignet, sind jedoch deutlich teurer als Legierungen wie Alloy 625. Für Alloy 625 ist dies daher ein großer Markt.
• Aus der DE 10 2004 029 833 A1 ist eine Nickelbasis-Superlegierung bekannt, die sich besonders für Prozesse zur gerichteten Erstarrung eignen soll, um Gussstücke mit Stängelkornstruktur oder Einkristallgussstücke herzustellen. In Folge der Verwendung von Kohlenstoffkonzentrationen von unter 0,087 Gew.-% zeigt diese bekannte Legierung verminderte Gusszunder und verminderte nichtmetallische Einschlüsse.
• Bei der Fertigung von entsprechenden Komponenten erhalten geschmiedete Rohlinge ihre Endkontur in der Regel durch spanende Bearbeitung. Das Zerspanvolumen kann dabei mehr als 50% des eingesetzten Materials betragen. Fügende Fertigungsverfahren werden in technischen Anwendungen aufgrund möglicher Kerbwirkung oder zu erwartenden negativen Gefügeveränderungen nur ungern eingesetzt. Wegen der hohen Festigkeit und Zähigkeit der eingesetzten Werkstoffe muss bei der Bearbeitung der Werkstücke eine relativ geringe Schnittgeschwindigkeit gewählt werden (Faktor 100 kleiner als für Aluminiumlegierungen und Faktor 40 kleiner als für Stahl). Zudem ist es nötig, den Zerspanprozess (Drehen oder Bohren) häufig zu unterbrechen, um lange Späne aus der Prozesszone zu entfernen (Wirrspanbildung), da es anderenfalls zu einer erhöhten Oberflächenrauhigkeit und/oder im Extremfall zum Werkzeugbruch mit entsprechenden Folgeschäden führen kann. Aufgrund des hohen anfallenden Zerspanvolumens können die Kosten für die spanende Bearbeitung mehr als 50% der Bauteilkosten betragen.
• Für die Legierung Alloy 625 werden folgende Empfehlungen zur spanenden Bearbeitung gegeben: Verwendung niedriger Schnittgeschwindigkeiten (Drehen: <80m/min, Bohren 3-5m/min, Abstechen 3-6m/min), steife Einspannung von Werkzeug und Werkstück, Einsatz von Vorschüben zwischen 0,05mm/U und 0,25mm/U, Verwendung von Kühlschmierstoffen. Die Legierung Alloy 718 lässt sich etwas besser bearbeiten jedoch auch nur mit Schnittgeschwindigkeiten bis 120m/min.
• Zurzeit wird zudem versucht, die Zerspanung von Nickelbasis-Legierungen prozessseitig über eine entsprechende Werkzeuggeometrie (Schneidplatten mit Spanbrechern) zu verbessern, dies jedoch nur mäßigem Erfolg, da die zusätzliche Mulde den tragenden Querschnitt der Schneidplatten verringert und es somit häufig zu frühzeitigem Werkzeugversagen kommt.
• Zur Verbesserung der Schweißbarkeit einer Nickelbasis-Superlegierung wird in der DE 603 01 158 T2 vorgeschlagen, der Legierung geringe Mengen von Scandium (Sc) zuzumischen. Durch das Hinzufügen von Scandium bildet sich eine Scandiumsulfidphase in der Hochtemperaturschmelze. Während der Erstarrung kommt es zur Ausfällung der Scandiumsulfidphase aus der Schmelze, was den Restschwefelgehalt der Schmelze verringert und die Legierung entschwefelt. Durch die Verringerung des Schwefelgehaltes wird das Auftreten der eutektischen Nickel-Nickelsulfid-Reaktion verhindert, die bei sehr niedrigen Temperaturen auftritt. Dadurch soll der Erstarrungsbereich der Legeierung verringert und die Schweißbarkeit verbessert werden. Diese Legierung enthält unter anderem auch maximal 0,0005 Gew.-% Silber.
• Die DE 33 11 864 A1 offenbart eine binäre Nickel-Chrom-Legierung, die 0,3 bis 10 Gew.-% Silber aufweist und einen durch heiß isostatisches Pressen eines Pulvers erzeugten Gefügeaufbau besitzt, bei dem der Silberanteil punktförmig und feinverteilt in Partikeln von etwa 1 bis 3 Mikron in der ү-Matrix vorhanden ist.
• Auch die DE 30 45 334 C2 offenbart eine Nickelbasis-Legierung als Werkstoff für dekorative Zwecke, beispielsweise zur Herstellung von Brillengestellen, die etwa 0,3 bis 10 Gew.-% Silber enthält. Die Silberpartikel sind zeilenförmig angeordnet und weisen alle in die gleiche Richtung. Sie sehen somit wie Silberfäden aus.
• Die JP 53144818 A offenbart eine Nickel-Chrom-Legierung die einen festgelegten Silberanteil aufweist. Wozu die Legierung verwendet werden soll, ist dem Dokument nicht entnehmbar.
• Die WO 97/38144 A1 beschreibt eine Nickel-Eisen-Kobalt-Superlegierung, die eine verbesserte Umformbarkeit bei Beibehaltung der Oxidations-Widerstandsfähigkeit traditioneller Superlegierungen bietet. Zur Lösung wird das Nickel durch Palladium ersetzt.
• In der WO 88/0352 A1 wird ein Verfahren zum Einbringen von intermetallischen oder keramischen Partikeln in einen Werkstoff beschrieben, wodurch sich zwangsläufig ein hoher Schmelzpunkt des Werkstoffs einstellt.
• Die WO 2008/034392 A1 offenbart Turbinenbauteile, die aus hochwarmfesten Superlegierungen hergestellt werden, bei denen sich auch um eine Nickelbasis-Superlegierung handeln kann. Um Rissflanken vor Oxidation zu schützen sind in der Superlegierung ummantelte Partikel verteilt. Dies Partikel können Titan, Tantal oder Zirkon sein. Das Material der Ummantelung ist eine Metallkeramik. Eine solche Legierung kann nicht geschmiedet werden, weil dann die keramische Umhüllung aufbrechen und die Partikel sich im Nickel lösen. Über die Größe der Partikel ist dem Dokument nichts entnehmbar. Diese Partikel müssen aber im Nanobereich liegen, damit ein kleiner Partikelabstand einstellbar ist und eine Rissausheilung möglich wird, Mikroanrisse also vor einer weiteren Oxidation und damit vor Vergrößerung geschützt werden.
• Die DE 10 2006 044 706 A1 offenbart einen Beschichtungswerkstoff. Beschichtungswerkstoffe werden in typischer Weise durch PVD (Physical Vapor Deposition), CVD (Chemical Vapor Deposition) oder APS (Atmosphärisches Plasmaspritzen) aufgetragen. Beschichtungswerkstoffe werden nicht geschmiedet. Die Größe der homogen verteilten Aluminiumpartikel liegt in dem Werkstoff im Nanobereich. Die Partikel bilden eine Opferanode aus und haben also den Zwecke eines Oxidations- oder Korrosionsschutzes.
• Von dieser Problemstellung ausgehend, soll eine umformbare Nickelbasis-Superlegierung angegeben werden, die eine verbesserte spanende Bearbeitbarkeit der daraus hergestellten Werkstücke ermöglicht.
• Zur Problemlösung zeichnet sich eine gattungsgemäße Nickelbasis-Superlegierung durch folgende Eigenschaften der Partikel der zweiten Phase aus:
1. a) homogene Verteilung in der ersten Phase (ү-Phase),
2. b) Größe von 1 bis 10 µm,
3. c) Schmelzpunkt unter 1000°C.
• Insbesondere vorzugsweise bestehen die Partikel aus Silber. Insbesondere vorzugsweise beträgt der Anteil an Silber (Ag) 0,5 - 2 Gew.-%.
• Durch das Zulegieren von Silber in geringen Mengen wird die Bearbeitbarkeit von Nickelbasis-Legierungen entscheidend verbessert, da beim Drehen oder Bohren kurzbrechende Späne erzeugt werden. Dies ermöglicht eine automatisierte spanabhebende Fertigung von Bauteilen.
• Die Partikel weisen vorzugsweise eine globulare Struktur auf.
• Es hat sich als vorteilhaft herausgestellt, wenn die Legierung eine niedrige Wärmeleitfähigkeit unter 15W/K·m, insbesondere zwischen 10 und 12W/K·m besitzt, da dann bevorzugt Segmentspanbildung auftritt (behinderte Wärmeableitung).
• Ein Werkstück aus einer erfindungsgemäßen Nickelbasis-Superlegierung zeichnet sich dadurch aus, dass sich beim Zerspanen eine Spanlänge einstellt, die kleiner als 10cm ist.
• Ein Verfahren zur Vorbereitung der Zerspanung und zum Zerspanen eines Werkstücks aus der erfindungsgemäßen Nickelbasis-Superlegierung ist durch folgende Schritte gekennzeichnet:
1. a) Erschmelzen des Werkstoffs,
2. b) ggf. Gießen eines Rohlings,
3. c) Umformen des Rohlings
4. d) Lösungsglühen des Rohlings,
5. e) spanende Bearbeitung des Rohlings und anschließende
6. f) Durchführung einer Ausscheidungshärtung unter Ausnutzung der zusätzlichen Härtung durch Nanoteilchen der zweiten Phase der Werkstoff-Legieru ng.
• Es ist bekannt, bei Stählen Partikel einer zweiten Phase zu verwenden, um die spanende Bearbeitung zu verbessern. Automatenstähle werden mit FeS-Partikeln oder Phosphor als Spanbrecher hergestellt. Bleihaltige Aluminiumlegierungen werden seit langer Zeit technisch eingesetzt. Für (α+β)-Titanlegierungen hat das Institut für Werkstoffe der Universität Braunschweig im Jahre 2003 eine entsprechend spanbare Variante entwickelt (Stichwort: Lanthanhaltiges Automatentitan). Eine verbesserte Zerspanbarkeit von Nickel-basis-Superlegierungen wurde bei der Legierungsentwicklung bisher nicht berücksichtigt. An sich wird Silber als Legierungselement für Nickelbasis-Superlegierungen deshalb nicht verwendet, weil es sich aufgrund der geringen Löslichkeit in Nickel nicht besonders gut als Legierungselement eignet.
• Mit Hilfe einiger Diagramme soll anhand der Nickelbasis-Superlegierungen Alloy 625 und Alloy 718, deren Zusammensetzung nachfolgend angegeben ist, die Erfindung näher beschrieben werden:
• Alloy 625: Nickelbasis-Legierung mit der chemischen Zusammensetzung Ni: Rest; Cr: 20-23%; Fe: <5%; Si: <0,5%; Mn: <0,5%; Mo: 8-10%; Ti: <0,4%; Co: <1%; Nb + Ta: 3,15-4,15%; AI: <0,4% (alle Angaben in Gew.-%).
• Alloy 718: Nickel-Eisen-Basis-Legierung mit der chemischen Zusammensetzung Ni: 50-55%; Cr: 17-21%; Fe: Rest; Nb: 4,75-5,5%; Mo: 2,8-3,3%; Ti: 0,65-1,15%; AI: 0,2-0,8%; Mn: <0,35%; Si: <0,35%; Si: <0,35%; Co: <1%; Cu: < 0,3% (alle Angaben in Gew.-%).
• Es zeigt:
• 1a - Fließspan aus dem Werkstoff Alloy 625;
• 1b - Segmentspan aus dem Werkstoff Alloy 625;
• 2a-2d - die mit einer Hochgeschwindigkeitskamera aufgenommene Segmentspanbildung;
• 3a - die Mikrostruktur im Scherband eines segmentierten Spans aus Alloy 625;
• 3b - die Mikrostruktur des Übergangsbereichs zwischen Scherband und Segment aus Alloy 625;
• 4 - die Mikrostrukturanalyse der Legierung Alloy 625 FM;
• 5 - die Späne der Standardlegierung Alloy 625 und der modifizierten Legierung Alloy 625 FM.
• Um einen Lösungsansatz zu generieren, wie sich legierungsseitig die Zerspanung verbessern lässt, wurde die Zerspanung an den Werkstoffen Alloy 625 und Alloy 718 in Orthogonalschnittexperimenten untersucht.
• Die Schnittgeschwindigkeit (v_c) und die Spanungsdicke (a_p) wurden in weiten Bereichen variiert, die entstandenen Späne, Werkstücke und Schneidplatten anschließend analysiert. Um den Spanbildungsmechanismus metallkundlich zu erklären, wurden so genannte Schnellstopp-Spanexperimente durchgeführt, bei denen der Orthogonalschnitt schlagartig unterbrochen wurde, um den Zustand vor der Werkzeugschneide einzufrieren. Die verschiedenen Stadien der Spanbildung wurden anschließend mikrostruktuell untersucht, um Rückschlüsse auf die Dehnung und die daraus resultierende Temperatur in der primären Scherzone zu schließen.
• Wie 1a und 1b entnehmbar ist, zeigen die Legierungen Alloy 718 und Alloy 625 einen zerspanparameterabhängigen Übergang von Fließspänen zu Segmentspänen. Es gilt: Je größer v_c und a_p gewählt werden, desto stärker neigen die Legierungen zur Segmentspanbildung. Der Werkstoff Alloy 625 (volle Segmentierung ab v_c = 60m/min, bei a_p = 0,5mm) neigt stärker zur Segmentspanbildung als Alloy 718 (volle Segmentierung ab v_c = 80m/min, bei a_p = 0,5mm).
• In Fließspänen ist die Spandicke annähernd konstant während Segmentspäne durch Verformungslokalisierung ein sägezahnartiges Aussehen zeigen ( 1b) Die Segmentspanbildung in den beiden Legierungen lässt sich an Hand der 2a bis 2d wie folgt erklären:
• Bei der Zerspanung dringt das Werkzeug (hier: eine Wendeschneidplatte) in das Werkstück ein. Das Material wird in der primären Scherzone, die von der Schneidplattenspitze bis zur unzerspanten Oberfläche reicht, plastisch umgeformt, um einen Span zu bilden. Ein Großteil der Energie, die bei der plastischen Verformung in der Scherzone umgesetzt wird, wird in Wärme umgewandelt. Bei geringen Spanungsdicken und niedrigen Schnittgeschwindigkeiten ist die eingebrachte Energie dann gering und die Wärme kann in das umgebende Material abfließen, so dass das Material homogen umgeformt wird und ein Fließspan entsteht. Bei großen Spanungsdicken und hohen Schnittgeschwindigkeiten (hoher Energieeintrag) kann die Wärme unter anderem wegen der geringen Wärmeleitfähigkeit λ der beiden Legierungen (λ_RT,Alloy718 ≈ 12W/K · m; λ_{RT.Alloy 625} ≈ 10K/W · m: zum Vergleich λ_{RT. Nickel} ≈91W/K · m) in Kombination mit den mechanischen Eigenschaften und kürzeren Zeit nicht mehr in die Umgebung abfließen, sodass sich das Material in der primären Scherzone - also lokal - erwärmt und dadurch erweicht. Bei weiterem Werkzeugvorschub findet die Verformung dann verstärkt in dem erweichten Bereich statt, was zu weiterer Wärmeentwicklung führt, die nicht abgeführt werden kann. Am Ende dieses Prozesses schert ein Segment entlang eines schmalen Bereichs von wenigen Mikrometern (hier: <20µm) ab, die Dehnung liegt bei über 800% bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von mehr als 10⁶ _S ^-1 (Abschätzung über Geometrie des Scherbandes und die Scherstrecke, ähnliche Erkenntnisse kommen auch aus einer Simulation der Zerspanung). Die Scherbandbildung selbst erfolgt dann in wenigen Mikrosekunden.
• Wie 3a und 3b zeigen, besteht das Scherband aus einer nanokristallinen Struktur. Die umgebenden Bereiche im Spansegment sind deutlich geringer verformt, die Korngröße liegt dementsprechend im Mikromenterbereich (gleiche Korngröße wie im Grundwerkstoff). Die Scherbandbreite ist werkstoffabhängig und ist bei der Legierung Alloy 718 größer als bei der Legierung Alloy 625. Aus der Mikrostruktur des Scherbandes lässt sich ableiten, dass eine Scherverformung, gefolgt von dynamischer Rekristallisation stattgefunden haben muss. Die Temperatur im Scherband beträgt mindestens 700°C, vermutlich jedoch weit über 1000°C.
• Eine Nickelbasis-Legierung, die bei der spanenden Bearbeitung kurz brechende Späne erzeugen soll, muss also folgende Kriterien erfüllen:
1. 1. Bei der Zerspanung sollten Segmentspäne entstehen, um lokal eine hohe Temperatur zu erreichen.
2. 2. Die Legierung muss Partikel einer zweiten Phase enthalten, die in der ү-Phase (=Matrixwerkstoff) nicht oder nur in geringer Menge löslich sind. Die klassischen Legierungselemente für Nickelbasis-Legierungen erfüllen diese Voraussetzung nicht.
3. 3. Die Partikel müssen einen Durchmesser von mindestens 1µm haben, um im Scherband ihre Wirkung entfalten zu können.
4. 4. Der Schmelzpunkt der zweiten Phase sollte möglichst unterhalb der Temperatur liegen, die im Scherband herrscht.
5. 5. Der Abstand zwischen den Partikeln sollte so gestaltet sein, dass
   1. a) kurz-brechende Späne entstehen,
   2. b) die mechanischen Eigenschaften nur so gering wie möglich beeinflusst werden.
6. 6. Dies wird am besten erfüllt, wenn die Partikel homogen verteilt sind, was im Widerspruch zu 2., 3. und 4. steht, da in diesem Fall mit einer Partikelausscheidung auf den Korngrenzen zu rechnen wäre, was sich wie folgt erklären lässt:
   • Erste Möglichkeit:
     • Bei der Erstarrung reichert sich die Restschmelze aufgrund der geringen Silberlöslichkeit der Nickelmatrix immer mehr mit Silber an, der Schmelzpunkt sinkt entsprechend ab. Beim Zusammentreffen zweier Nickel-Kristallite entstehen Korngrenzen, dort scheiden sich dann silberreiche Partikel aus.
   • Zweite Möglichkeit:
     • Die Abkühlung ist so schnell, dass das Legierungselement in der Matrix zwangsgelöst bleibt und auch bei nachgestellter Langzeitwärmebehandlung sich nur in Nanopartikeln ausscheidet. Die legierungsseitige Lösung des Problems der Wirrspannbildung ist also nicht durch einfaches Studieren von Phasendiagrammen möglich.
• 1a zeigt einen Fließspan aus dem Werkstoff Alloy 625 (v_c = 20m/min, a_p = 0,1mm). Die gezackte Oberfläche ist vermutlich durch Vibrationen während der Bearbeitung entstanden. In dem in 1b gezeigten Segmentspan (v_c = 300m/min, a_p = 0,15mm) ist deutlich zu erkennen, dass Scherbänder die Segmente teilen.
• Die Segmentspanbildung lässt sich in vier Stadien (2a bis 2d) unterteilen. Das Werkzeug, das sich nicht in der Fokusebene befindet und daher nicht zu sehen ist, dringt von rechts in das Werkstück ein. Die Scherbandbildung ist nach weniger als zwei Mikrosekunden abgeschlossen. Die in den Figuren erkennbaren senkrechten Linien wurden mittels einer Diamantnadel (Abstand der Linien 0,1mm) zur besseren Orientierung aufgebracht. Die Spanbildung wurde dadurch nicht beeinflusst.
• Die nanokristalline Struktur im Scherband eines segmentierten Spanes aus Alloy 625 ist deutlich in 3a zu erkennen. Der Randbereich des Scherbandes lässt sich von dem umgebenden Gefüge, dass durch die Pfeile in 3b angezeigt ist, unterscheiden, weil es wesentlich geringer verformt ist.
• Werkstoffherstellung
• Der Legierung Alloy 625 wurden geringe Mengen an Silber (zwischen 0,5% und 2%) zulegiert. Die Zusammensetzung der hergestellten und getesteten Legierung waren (alle Angaben in Gew.-%):
1. (1) Ni (Rest), 22%Cr, 9%Mo, 5%Fe, 3,4%Nb, 1%Co, 0,5%Mn, 0,3%Si, 0,4%Al, 0,4%Ti, 0,02%C, 2%Ag (reine Experimentallegierung)
2. (2) Ni (Rest), 22,1%Cr, 9,1%Mo, 4,73%Fe, 3,43%Nb, 0,08%Co, 0,11%Mn, 0,10%Si, 0,21%Al, 0,33%Ti, 0,03%C, 2%Ag (Alloy 625 FM-2)
3. (3) Ni (Rest), 22,1%Cr, 9,1%Mo, 4,73%Fe, 3,43%Nb, 0,08%Co, 0,11%Mn, 0,10%Si, 0,21%Al, 0,33% Ti, 0,03C, 1%Ag (Alloy 625 FM-1)
4. (4) Ni (Rest), 22,1%Cr, 9,1%Mo, 4,73%Fe, 3,43%Nb, 0,08%Co, 0,11%Mn, 0,10%Si, 0,21%Al, 0,33%Ti, 0,03%C, 0,5%Ag (Alloy 625 FM-5)
5. (5) 52,82%Ni, 18,32%Cr, 3,00%Mo, Fe (Rest), 5,27%Nb, 0,24%Co, 0,05%Mn, 0,06%Si, 0,56%Al, 0,95%Ti, 0,03%C, 2%Ag (Alloy 718 FM-2)
• Diese silberhaltigen Nickelbasis-Legierungen werden im Folgenden mit Alloy 625/718 FM-X bezeichnet (FM für „free-machining“ und X für den jeweiligen Anteil an Silber). Die jeweilige Legierungszusammensetzung entspricht den Spezifikationen für Alloy 625, bzw. Alloy 718, mit Ausnahme des zulegierten Silbers.
• Die Legierungen werden entweder aus einzelnen Legierungselementen (1: alle Komponenten stammen von einem Nickel-Basis-Legierungshersteller und sind zertifiziert für Luftfahrtanwendungen, sodass die Reinheit der Ausgangsstoffe mit im Industriemaßstab hergestellten Legierungen übereinstimmt), aus Alloy 625 (2, 3, 4: bei einem für die Luftfahrt zertifizierten Legierungshersteller erworben) oder aus Alloy 718 (5, bei einem für die Luftfahrt zertifizierten Legierungshersteller erworben) im Labormaßstab (Menge der Schmelzen etwa 500g) in einem Plasma-Lichtbogenofen erschmolzen, mehrfach umgeschmolzen und in Stangenabschnitte vergossen. Die Standardwerkstoffe Alloy 625 und Alloy 718 wurden zum Vergleich durch den gleichen Prozess hergestellt.
• Großtechnisch werden die beiden Werkstoffe normalerweise in einer VIM-Erstschmelze hergestellt und dann mittels der VAR-Technik mehrfach umgeschmolzen.
• Zusätzlich zur Analyse im Gusszustand wurden verschiedene für die Legierung Alloy 625 typische Wärmebehandlungen durchgeführt, nämlich das Spannungsarmglühen (800°C / 4h / Luftabkühlung) und das Niedertemperaturlösungsglühen (1038°C / 1h / Wasserabschreckung). Aufgrund der Ergebnisse der Härteprüfung wurde eine weitere Wärmebehandlung, das Auslagern oder Altern, an das Lösungsglühen angeschlossen (700°C / 24h / Luftabkühlung).
• Nickel hat nach dem binären Zustandsdiagramm Nickel-Silber bei Raumtemperatur nur eine sehr geringe (= praktisch keine) Löslichkeit für Silber. Entsprechend ist zu erwarten, dass sich in einer binären Ni-Ag-Legierung Silberpartikel bilden. Die beiden untersuchten Legierungen bestehen jedoch aus vielen Komponenten. Entsprechend lässt sich nicht vorhersagen, ob sich Partikel bilden und wenn sich Partikel bilden, ob diese dann aus reinem Silber oder einer intermetallischen Verbindung mit den beteiligten Legierungselementen bestehen.
• Phasendiagramme silberhaltiger Nickelbasis-Legierungen (z. B. Alloy 718 + Ag oder Alloy 625 + Ag) liegen nicht vor.
• In Alloy 625 FM-X und Alloy 718 FM-2 finden sich nach dem Erschmelzen Silberausscheidungen in der Nickelmatrix, was so aufgrund der komplexen Legierungszusammensetzung überraschend ist.
• Da der Natur der Partikel für die Verbesserung der Zerspanbarkeit eine entscheidende Bedeutung zukommt, wurde besonderer Wert auf die Partikelanalyse gelegt. Oberflächenanalysen (EDX wegen der Anregungsbirne oder XRD wegen des zu geringen Volumenanteils der Partikel) sind dazu prinzipiell ungeeignet. Die vergleichsweise weichen Silberpartikel können bei der metallographischen Probenpräparation herausgelöst oder während der anschließenden Ätzung aufgelöst werden, da Silber eine geringere Korrosionsbeständigkeit als die Nickelmatrix hat. Entsprechend wurde die Kristallstruktur der Partikel mittels hochenergetischer Synchrotronstrahlung (HASYLAB, DESY) in Debye-Scherrer-Konfiguration bestimmt, wobei 10mm dicke Proben durchstrahlt wurden. Die Partikel bestehen aus reinem Silber (kubisch flächenzentriertes Gitter, Gitterkonstante a_Ag = 0,4085nm, eindeutige Zuordnung über drei Beugungspeaks).
• Überraschenderweise scheiden sich die Partikel nicht nur auf den Korngrenzen aus, sondern finden sich homogen im Grundwerkstoff verteilt (siehe 4), was die mechanischen Eigenschaften im Vergleich zu einer Ausscheidung nur auf den Korngrenzen positiv beeinflusst (keine geschwächten Pfade entlang der Korngrenzen). Mit einer leichten (möglicherweise vernachlässigbaren) Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften gegenüber der Ausgangslegierung wäre aber aufgrund der weichen Partikel dennoch zu rechnen. Durch die homogene Verteilung der Partikel wird dieser Einfluss aber minimiert. Die dunklen Punkte in der Darstellung nach 4 sind die Silberpartikel. Die Partikelgröße liegt zwischen 1µm und 10µm, was der optimalen Partikelgröße entspricht, da das Scherband einen ähnlichen Durchmesser hat.
• Nachgestellte Wärmebehandlungen bei
1. 1. 800°C für vier Stunden mit Luftabkühlung (Spannungsarmglühen) und
2. 2. 1038°C für eine Stunde mit Wasserabkühlung (Tieftemperaturlösungsglühen)
führten zu keiner Änderung der Partikelmorphologie oder -anordnung in der Matrix. Dies zeigt, dass es sich bei den Silberpartikeln um stabile Ausscheidungen handelt.
• Die Partikelstabilität ist ein wichtiger Aspekt für thermo-mechanische Behandlungen und den Einsatz von Alloy 625 FM, da die Partikel das Gefüge stabilisieren und unerwünschtem Kornwachstum entgegenwirken (Pinnen der Korngrenzen durch die Anwesenheit der Partikel).
• Die Mikrostrukturanalyse der Legierung Alloy 625 FM (Wärmebehandlung 800°C / 4 Stunden / WQ) zeigt 4. Die dunklen Silberausscheidungen (schwarze Punkte) sind gut zu erkennen. Das Matrixgefüge besteht erwartungsgemäß aus der hellen ү-Phase und der dunkleren δ-Phase.
• Um eine Abschätzung der mechanischen Eigenschaften vorzunehmen, wurde eine Härteprüfung nach Vickers in den Zuständen
1. i) Gusszustand,
2. ii) spannungsarmgeglüht,
3. iii) niedertemperaturlösungsgeglüht,
4. iv) niedertemperaturlösungsgeglüht und ausgelagert (700°C / 24 Stunden / Luftabkühlung) durchgeführt.
• Die nachfolgende Tabelle zeigt die Härtewerte für die unterschiedlichen Legierungen und Wärmebehandlungszustände (alle Werte HV 10/30).

  Werkstoff	Alloy 625	Alloy 625 FM-05	Alloy 625 FM-1	Alloy 625 FM-2
  Zustand
  Gusszustand	182±4	193±5	195±3	198±4
  spannungsarm geglüht	202±3	221±5	224±4	227±6
  lösungsgeglüht	180±6	191±5	193±3	193±4
  ausgelagert	222±4	236±10	242±5	237±18

• Es zeigt sich, dass die silberhaltigen Legierungen eine etwas höhere Härte aufweisen als die Standardlegierung. Die Zunahme der Härte lässt sich wie folgt erklären:
• Durch die schnelle Abkühlung nach dem Gießen liegt der Werkstoff bei Raumtemperatur in einer Nickelmatrix mit zwangsgelösten Silberatomen vor. Die Zwangslösung führt aufgrund der Atomradiendifferenz von etwa 14% (a_Ag ≈ 0,409nm, a_Ni ≈ 0,352nm) zu einer Gitterverzerrung der Nickelmatrix und damit zu einer Aufhärtung. Diese nimmt mit steigendem Silbergehalt nicht zu, was darauf schließen lässt, dass der Anteil an zwangsgelöstem Silber in den silberhaltigen Legierungen für alle Silbergehalte etwa gleich groß ist. Ein weiterer Teil des zulegierten Silbers liegt, wie zuvor beschrieben, in Partikelform im Mikrometerbereich vor und steht damit für eine Verfestigung nicht zur Verfügung.
• Um die Zerspanbarkeit der Legierungen Alloy 625 FM-X im Vergleich zur Standardlegierung zu untersuchen, wurden Außenlängsdrehversuche auf einer CNC-Drehbank ohne die Verwendung von Kühlschmierstoff durchgeführt. Die Schnittgeschwindigkeit wurde zwischen v_c = 20m/min (Fließspan) und v_c = 80m/min (Segmentspan) variiert. Zwei Spanungsdicken a_p = 0,5mm und a_p = 1mm wurden verwendet. Der Vorschub lag in allen Experimenten bei f = 0,1 mm/U. Zusätzlich wurden zwei Freiwinkel α = 0° und α = 25° verwendet. Die Zerspanbarkeit wurde an allen Legierungen in drei unterschiedlichen Zuständen (Gusszustand, spannungsarmgeglüht und lösungsgeglüht) untersucht. Die Späne wurden nach jedem Experiment gesammelt und vermessen. Zusätzlich wurde für eine Schnittgeschwindigkeit von v_c = 20m/min, a_p = 0,5mm, f = 0,1 mm/U, d. h. unter Verwendung von Zerspanparametern für eine Schlichtbehandlung, die Oberflächenrauhigkeit bestimmt.
• Für die Standardlegierung entstanden in allen Experimenten lange Wirrspäne, die sich manuell nicht brechen ließen (5, links). Bei allen Varianten von Alloy 625 FM-X entstanden deutlich kürzere Späne als bei der Standardlegierung. Die maximale Spanlänge lag bei 150mm (Alloy 625 FM-05, v_c = 20m/min, a_p = 0,5mm, f = 0,1 mm/U, α = 25°), die minimale Spanlänge lag bei etwa 5mm (Alloy 625 FM-2, v_c = 80m/min, a_p = 1mm, f = 0,1 mm/U, α = 0°), (5, rechts). Alle Späne der silberhaltigen Legierungen ließen sich manuell leicht auseinander brechen.
• Eine Zusammenfassung der Ergebnisse der Drehversuche an den verschiedenen silberhaltigen Varianten von Alloy 625 zeigt die nachfolgende Tabelle:

  Werkstoff	Alloy 625	Alloy 625 FM-05	Alloy 625 FM-1	Alloy 625 FM-2
  Zustand
  Gusszustand	Wirrspäne	kurz brechend ab vc = 60m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min
  spannungsarm geglüht	Wirrspäne	kurz brechend ab vc = 60m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min
  			fragmentiert ab vc = 60m/min	fragmentiert ab vc = 60m/min
  lösungsgeglüht	Wirrspäne	kurz brechend ab vc = 40m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min	kurz brechend ab vc = 40m/min
  		fragmentiert	fragmentiert	fragmentiert
  		ab vc = 80m/min	ab vc =60m/min	ab vc = 60m/min

• Kurz brechende Späne haben eine Länge von weniger als 10cm, fragmentierte Späne haben eine Länge von weniger als 2cm.
• Dies lässt sich folgendermaßen verstehen:
• Die Silberpartikel haben einen geringeren Schmelzpunkt (etwa 960°C) im Vergleich zur Nickelmatrix (etwa 1350°C). Befindet sich ein Silberpartikel in dem Bereich, in dem sich das Scherband ausbildet, wird dieses infolge der starken Temperaturerhöhung erweichen oder schmelzen, der Zusammenhalt der Späne im Scherband wäre dann vermindert und die Späne fallen bei weiterem Werkzeugvorschub aufgrund der Scherkraft auseinander. Die kurz-brechenden Späne haben neben der Möglichkeit zur automatisierten Fertigung einen weiteren positiven Effekt, nämlich eine geringere thermische Belastung der Spanfläche (Grund: kürzere Kontaktlänge zwischen Schneidfläche und Span; weniger Reibungsenergie wird erzeugt), sodass mit gemindertem Werkzeugverschleiß zu rechnen ist. Der minimal benötigte Silbergehalt wurde zu 0,5% ermittelt. Dann setzt erstmalig eine Fragmentierung der Späne ein. Eine automatisierte Fertigung wäre dann in jedem Fall möglich. Mit weiter steigender Schnittgeschwindigkeit und Spanungsdicke nimmt die Tendenz zur Segmentspanbildung und damit zur Fragmentierung zu, d. h. die neue Legierung hat bei industriellen Anwendungen in jedem Fall den Vorteil kurz brechender Späne.
• Die Abhängigkeit der Oberflächenrauhigkeit der zerspanten Bauteiloberfläche vom Silbergehalt in der Legierung Alloy 625 FM zeigt die folgende Tabelle:

  Werkstoff	Alloy 625	Alloy 625 FM-05	Alloy 625 FM-1	Alloy 625 FM-2
  Zustand
  Gusszustand	Rz 5,30µm	Rz 4,48|jm	Rz4,10µm	Rz 5,02pm
  	Ra 0,78 µm	Ra O,661Jm	Ra 0,65µm	Ra 0,76µm
  spannungsarm geglüht	Rz 5,63|jm	Rz 4,67µm	Rz 4,43pm	Rz 4,93 µm
  	Ra O,651Jm	R, 0,81pm	Ra 0,76µm	Ra 0,92 µm
  lösungsgeglüht	Rz 5,35µm	Rz 5,18µm	Rz 4,02µm	Rz 4,03µm
  	Ra 0,84µm	Ra 0,94µm	Ra 0,65µm	Ra O,65µm

• Es zeigt sich, dass die silberhaltigen Legierungen eine etwas bessere Oberflächenqualität aufweisen als die Standardlegierung. Dies ist überraschend, da die Härte der silberhaltigen Legierungen oberhalb derjenigen der nicht silberhaltigen Legierung liegt. Eine mögliche Erklärung wären die kürzeren Späne, sodass die Passivkraft beim Spanen etwas geringer wird, und so eine geringere Druckkraft an der Freifläche auf die zerspante Oberfläche wirkt.
• Die Legierung Alloy 718 FM-2 zeigt ein ähnliches Verhalten bei der spanenden Bearbeitung, auch hier entstehen ab einer Schnittgeschwindigkeit von etwa 40m/min kurz brechende Späne und ab etwa 60m/min fragmentierte Späne.
• Mit zunehmendem Silbergehalt lässt sich die Schmelze im Plasma-Lichtbogenofen schlechter flüssig halten. Dies spricht entweder für ein kleineres Erstarrungsintervall, für eine verminderte Wärmekapazität oder beides. In jedem Fall sinkt damit die Gießbarkeit des Werkstoffes, da die Schmelze schneller erstarrt. Es ist folglich empfehlenswert, den Silbergehalt für Gussanwendungen auf ein Minimum zu beschränken.
• Nach dem Gießen kühlt die Schmelze in einer wassergekühlten Kupferkokille relativ schnell ab. Durch die Schrumpfung kommt es zu Schrumpfungsspannungen im Material. Einige Nickelbasis-Legierungen (unter anderem auch IN 625) können im Bereich 600°C - 700°C einen Duktil-Spröd-Übergang zeigen. Keine der silberhaltigen Legierungen zeigt dabei Rissbildung oder gar einen Bruch der Stangen, der Werkstoff ist also bereits im Gusszustand relativ duktil. Dies ist positiv zu bewerten. Eine starke Gitterverzerrung durch zwangsgelöstes Silber in der Nickelmatrix, wie es die Härteprüfung vermuten lässt, vermindert die Duktilität also offensichtlich nicht entscheidend.
• Eine Idee für eine optimale Zerspanung wäre: Werkstoff erschmelzen, umschmelzen, ggf. gießen, umformen, anschließend lösungsglühen und dann spanend bearbeiten. Erzielen der maximalen Festigkeit durch eine Wärmebehandlung im Zweiphasengebiet Ni-Ag (zusätzliche Ausscheidungshärtung durch Ag-Nanopartikel).

Claims (7)

1. Umformbare, spanend bearbeitbare Nickelbasis-Superlegierung mit einer aus dem Matrixwerkstoff bestehenden ersten Phase (ү) und Partikeln einer zweiten Phase, die in der ersten Phase nicht gelöst sind, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel der zweiten Phase homogen in der ersten Phase (ү) verteilt sind, eine Größe von 1 bis 10 µm und eine globulare Struktur aufweisen und ihr Schmelzpunkt unter 1000°C liegt.
2. Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel hauptsächlich aus Silber (Ag) bestehen.
3. Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel aus elementarem Silber (Ag) bestehen.
4. Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Silber (Ag) 0,5 - 2 Gew.-% beträgt.
5. Nickelbasis-Superlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch eine Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur unter 15W/K·m.
6. Nickelbasis-Superlegierung nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch eine Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur zwischen 10 und 12W/K ·m.
7. Werkstück aus einer Nickelbasis-Superlegierung nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sich beim Zerspanen eine Spanlänge einstellt, die kleiner ist als 10cm.

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