DE112016004410T5 - Superlegierung mit geringer thermischer ausdehnung und herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Superlegierung mit geringer thermischer ausdehnung und herstellungsverfahren dafür Download PDF

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Naoya Sato
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Abstract

Eine Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung besteht in Masse-% aus 0,1% oder weniger C, 0,1% bis 1,0% Si, 1,0% oder weniger Mn, 25% bis 32% Ni, mehr als 18% aber weniger als 24% Co, mehr als 0,25% aber 1,0% oder weniger Al, 0,5% bis 1,5% Ti, mehr als 2,1% aber weniger als 3,0% Nb, 0,001 % bis 0,01% B, 0,0005 % bis 0,01% Mg, als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, worin gilt: Mg/S ≥ 1, 52,9% ≤ 1,235Ni + Co < 55,8%, (Al+Ti+Nb) 3,5% bis 5,5%, und der Wert von F ist 8% oder weniger. In der Superlegierung ist eine körnige intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze einer Austenitmatrix ausgeschieden und eine intermetallische Verbindung, die eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als die Legierung und einen durchschnittlichen Durchmesser von 50 nm oder weniger aufweist, in der Austenitmatrix ausgeschieden.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine hochfeste Superlegierung mit geringer thermischer Ausdehnung und einer Oxidationsbeständigkeit, die für ein bei hoher Temperatur verwendetes großes Element, wie eine Wärmekraftanlage oder dergleichen, geeignet ist, und ein Herstellungsverfahren dafür.
  • Stand der Technik
  • Als Fe-basierte Legierungen mit geringer thermischer Ausdehnung sind Legierungen auf Fe-Ni-Basis und Fe-Ni-Co-Basis, wie Fe-36% Ni-Basis, Fe-42% Ni-Basis, Fe-29% Ni-17% Co-Basis, gut bekannt. Diese Legierungen besitzen einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten und zeigen einen extrem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten nahe der Raumtemperatur aufgrund des Invar-Effekts. Zusätzlich sind Legierungen mit geringer Wärmeausdehnung mit hoher Festigkeit in JP-B-S41-2767 (PTL 1), JP-A-S59-56563 (PTL 2) und JP-A-H04-218642 (PTL 3) offenbart. In diesen Legierungen ist es möglich, eine hohe Festigkeit und einen relativ geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten nicht nur bei Raumtemperatur, sondern auch bei einem bestimmten Grad an hoher Temperatur zu erhalten. Zusätzlich sind Legierungen mit geringer Wärmeausdehnung und mit hoher Festigkeit, deren Oxidationsbeständigkeit bei hoher Temperatur verbessert ist, in JP-A-S53-6225 (PTL 4), JP-A-2001-234292 (PTL 5) offenbart.
  • Referenzliste
  • Patentliteratur
    • [PTL 1] JP-A-S41-2767
    • [PTL 2] JP-A-S59-56563
    • [PTL 3] JP-A-H04-218642
    • [PTL 4] JP-A-S53-6225
    • [PTL 5] JP-A-2001-234292
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Technisches Problem
  • Legierungen auf Fe-Ni-Basis und Fe-Ni-Co-Basis, wie Legierungen auf Fe-36% Ni-Basis, Fe-42% Ni-Basis, Fe-29% Ni-17% Co-Basis zeigen geringe Festigkeit bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen und sind bei einer Verwendung, die eine hohe Festigkeit erfordert, schwierig anzuwenden. Da die Legierungen keine Elemente wie Cr, Al und Ti enthalten, die zur Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit beitragen, tritt bei hoher Temperatur tendenziell Oxidation ein, womit sie nicht zur Verwendung bei hohen Temperaturen geeignet sind.
  • Die in PTL 1 offenbarte Legierung ist eine Legierung mit geringer Wärmeausdehnung und hoher Festigkeit, die jedoch Probleme dahingehend aufweist, dass die Kerbempfindlichkeit bei einer Temperatur in der Nähe von 500 °C bis 650 °C hoch ist und es einen großen Unterschied zwischen der Kerbzugfestigkeit und der Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur gibt.
  • Die in PTL 2 offenbarte Legierung hat im Vergleich zu der in PTL 1 offenbarten Legierung eine günstige Kerbzugfestigkeit, hat jedoch einen Wärmeausdehnungskoeffizienten, der geringfügig größer ist als der der Legierung von PTL 1. Daher ist sie mit Blick auf eine geringe Wärmeausdehnung nicht unbedingt ausreichend.
  • Die in PTL 3 offenbarte Legierung hat eine Kerbzugfestigkeit, die vorteilhafter ist als die der in PTL 1 offenbarten Legierung, und weist einen geringeren Wärmeausdehnungskoeffizienten als die in PTL 1 und 2 offenbarten Legierungen auf. Daher ist die in PTL 3 offenbarte Legierung eine Legierung, die eine vorteilhafte Ausgewogenheit von Eigenschaften wie hoher Festigkeit und geringer Wärmeausdehnung aufweist. Da jedoch die in den PTL 1, 2 und 3 offenbarten Legierungen kein Element wie Cr enthalten, das zu einer Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit beiträgt, tritt bei hoher Temperatur wahrscheinlich eine Oxidation auf und die Verwendung an einer oxidierenden Umgebung, zum Beispiel an der Atmosphäre, unterliegt bei hoher Temperatur Beschränkungen.
  • Die in den PTL 4 und 5 offenbarten Legierungen sind Legierungen, die eine hohe Festigkeit aufweisen und unter Berücksichtigung der Verwendung an einer oxidierenden Hochtemperaturatmosphäre hergestellt werden, indem die Oxidationsbeständigkeit durch Zugabe von Cr verbessert wird. Da jedoch die zugesetzte Menge von Cr groß ist, ist der Wärmeausdehnungskoeffizient in den Legierungen mit geringer Wärmeausdehnung hoch, und die in den PTL 4 und 5 offenbarten Legierungen sind im Vergleich zu den in den PTL 1, 2 und 3 offenbarten Legierungen mit Blick auf den Wärmeausdehnungskoeffizienten nicht ausreichend.
  • Um den Wirkungsgrad von Wärmekraftwerken, wie einer Gasturbine, zu verbessern und die Kohlendioxidemissionsmenge zu verringern, wurde in den letzten Jahren die Betriebstemperatur erhöht und die Turbine wurde größer. Dementsprechend werden im Vergleich zum Stand der Technik mehr größere Teile benötigt. Da es immer noch erforderlich ist, die Größe verschiedener Teile oder die Abstände zwischen den Teilen über den Stand der Technik hinaus zu verringern, und eine Möglichkeit zur Verringerung der Abstände wünschenswert ist, besteht ein großer Bedarf an einer Legierung mit einer geringen Wärmeausdehnung. Unter diesen Umständen hat sich der Bedarf an großen Teilen aus Legierungen mit geringer Wärmeausdehnung erhöht. Es ist bekannt, dass in Superlegierungen, die viele Zusatzelemente enthalten, während der Erstarrung häufig ein Makroseigerungsdefekt auftritt. Die in den PTL 1 bis 5 offenbarten Superlegierungen mit geringer Wärmeausdehnung zeigen ebenfalls die gleiche Tendenz. Daher besteht in dem Fall, dass ein großer Gussblock aufgeschmolzen und gegossen wird, um ein großes Teil herzustellen, die Möglichkeit, dass ein Freckle-Defekt auftritt, der einer der Makroseigerungsfehler ist, und eine Größensteigerung eingeschränkt ist.
  • Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung einer Superlegierung mit geringer thermischer Ausdehnung, die eine hohe Festigkeit, eine günstige Kerbzugfestigkeit, einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten und eine Oxidationsbeständigkeit bei der Arbeitstemperatur aufweist und mit der ein großes Teil hergestellt werden kann, und ein Herstellungsverfahren dafür.
  • Lösung für das Problem
  • Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben intensive Untersuchungen an einer Legierung auf Fe-Ni-Co-Basis mit beigefügtem Al, Ti und Nb durchgeführt, um diese Probleme zu lösen. Als Ergebnis wurden ein Verhältnis von Fe, Ni und Co, bei dem eine geringe Wärmeausdehnung erhalten werden kann; geeignete Bereiche von Al, Ti und Nb, in denen eine hohe Festigkeit bei Raumtemperatur und hoher Temperatur erhalten wird; geeignete Bereiche einer Zugabe von Si allein, und Si und Cr, um die geringe Wärmeausdehnung beizubehalten und die Oxidationsbeständigkeit einer Korngrenze zu verbessern, eine Zugabe von Mg zur Verbesserung der Warmformbarkeit und ein Verhältnis zwischen Mg und S; und ein optimales Gleichgewicht der gesamten Zusammensetzung gefunden, um eine Makroseigerung während der Verfestigung eines großen Gussblocks zu unterdrücken. Darüber hinaus wurde gefunden, daß es zur Erzielung eines günstigen Gleichgewichtes der Eigenschaften effektiv ist, eine diskontinuierliche Ausscheidung einer intermetallischen Verbindung, die Si, Nb und Ni enthält, an einer Korngrenze einer Austenitmatrix zu bewirken und eine Struktur mit einer feinverteilten intermetallischen Verbindung, die eine große Menge an Ni, Al, Ti und Nb enthält, in der Austenitmatrix auszubilden, und die vorliegende Erfindung wurde vervollständigt.
  • Zusätzlich wurde gefunden, dass es zum dauerhaftem Erhalt der vorteilhaften geringen Wärmeausdehnung und mechanischen Eigenschaften effektiv ist, ein Lösungsglühen und eine Auslagerung bei einer relativ niedrigen Temperatur durchzuführen, und die vorliegende Erfindung wurde konzipiert.
  • Bereitgestellt wird folglich gemäß der vorliegenden Erfindung eine Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung, die in Masse-% 0,1% oder weniger C, 0,1% bis 1,0% Si, 1,0% oder weniger Mn, 25% bis 32% Ni, mehr als 18% und weniger als 24% Co, mehr als 0,25% und 1,0% oder weniger Al, 0,5% bis 1,5% Ti, mehr als 2,1% und weniger als 3,0% Nb, 0,001 % bis 0,01% B, 0,0005% bis 0,01% Mg, als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält, worin das Verhältnis von Mg/S ≥ 1, 52,9% ≤ 1,235 Ni + Co <55,8%, 3,5% oder mehr und weniger als 5,5% an Al + Ti + Nb, und der Absolutwert F 8% oder weniger beträgt, der sich berechnet zu F-Wert = 0,0014 Ni + 0,6 Co - 6,8 Al + 7,6 Ti - 5,3 Nb - 0,11 Fe, eine körnige intermetallische Verbindung, welche eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni einzeln oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze einer Austenitmatrix ausgeschieden ist, und die Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung eine Struktur aufweist, in welcher eine intermetallische Verbindung mit einer höheren Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als in der Legierung und einem durchschnittlichen Durchmesser von 50 nm oder weniger in der Austenitmatrix ausgeschieden ist.
  • Bevorzugt hat die Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung eine Zusammensetzung in Masse-% von 0,05% oder weniger C, 0,2% bis 0,7% Si, 0,5% oder weniger Mn, 26% bis 29% Ni, mehr als 18% und 22% oder weniger Co, 0,3% bis 0,6% Al, 0,6% oder mehr und weniger als 1,2% Ti, 2,5% oder mehr und weniger als 3,0% Nb, 0,001 % bis 0,01% B, 0,0005% bis 0,01% Mg, als Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Verhältnis von Mg/S ≥ 1, 52,9% ≤ 1,235 Ni + Co <55,8%, 3,5% 4,7% Al + Ti + Nb, und der Absolutwert von F 6% oder weniger ergibt, der sich zu F-Wert = 0,0014 Ni + 0,6 Co - 6,8 Al + 7,6 Ti - 5,3 Nb - 0,11 Fe berechnet.
  • Die Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung enthält vorteilhafterweise in Masse-% 0,1% oder mehr und weniger als 1,7% Cr und 0,4% bis 1,6% Cr.
  • Gemäß der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung kann die Einschnürung (Querschnittsverringerung) im Zugtest in einem lösungsgeglühten Zustand mit 50% oder höher angegeben werden.
  • Zusätzlich weist die Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung bei 30 °C bis 500 °C im Zustand nach Auslagerung einen durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 8,1 × 10-6/°C oder weniger auf, eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur von 780 MPa oder höher, eine Zugfestigkeit bei 550 °C von 600 MPa oder mehr, im kombinierten Kriechtest (composite creep test) unter einer Belastung von 510 MPa bei 650 °C reißt ein paralleler Abschnitt und die Ausdehnung nach dem Reißen beträgt 10% oder mehr, und in einem Oxidationstest bei 600 °C in Umgebungsatmosphäre über 100 Stunden löst sich kein Oxidfilm ab und die Zunahme der Oxidmenge kann mit 1,3 mg/cm2 oder weniger angegeben werden.
  • Außerdem wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Herstellungsverfahren für eine Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung mit der obigen Zusammensetzung bereitgestellt. Das Herstellungsverfahren umfasst vorteilhafterweise, dass man durch Vakuuminduktionsschmelzen der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung einen Gussblock erhält; mit dem Gussblock einmalig oder mehrfach eine Warmverformung durchführt; ein Lösungsglühen bei 850 °C bis 1080 °C durchführt; mindestens einmalig eine Auslagerung durchführt, wobei man bei 580° C bis 700 °C über 8 bis 100 Stunden hält; eine körnige intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze der Austenitmatrix ausscheiden lässt; und eine intermetallischen Verbindung, die eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als die Legierung und einen mittleren Durchmesser von 50 nm oder weniger aufweist, in der Austenitmatrix ausscheiden lässt.
  • Stärker bevorzugt ist es wünschenswert, dass nach dem Vakuuminduktionsschmelzen ein Elektroschlacke-Umschmelzen und/oder Vakuum-Lichtbogenumschmelzen durchgeführt wird, um einen Gussblock herzustellen.
  • Vorteilhafte Effekte der Erfindung
  • Für den Fall, dass die erfindungsgemäße Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung für Anwendungen, wie ein großes Gasturbinenteil, ein mit Keramik, Glas oder dergleichen verbundenes Teil und ein mit einem Hartmetall verbundenes Teil verwendet wird, ist es möglich, den Abstand zwischen Teilen in einem Bereich von Raumtemperatur bis zu hoher Temperatur gering zu halten, und es ist möglich, eine relativ günstige Beständigkeit gegen Oxidation sowie stabile hohe Festigkeit zu erhalten, wodurch eine höhere Zuverlässigkeit erreicht wird.
  • Beschreibung von Ausführungsformen
  • Zuerst werden jedes in der vorliegenden Erfindung spezifizierte Element und der Gehalt desselben beschrieben. Es sei angemerkt, dass, wenn nicht anders angegeben, der Gehalt in Masse-% ausgedrückt wird.
  • C reagiert mit Ti und Nb, um ein Carbid des MC-Typs zu bilden, verhindert eine Vergröberung des Kristallkorns während des Schmiedens oder dem Lösungsglühen und trägt zur Verbesserung der Festigkeit bei. Wenn jedoch der C-Gehalt 0,1% übersteigt, wird nicht nur eine große Carbidmenge erzeugt und kettenförmiges Carbid wird ungleichmäßig verteilt, was zu einer ungleichmäßigen Makrostruktur führt, sondern es ist auch schwierig, eine ausreichende Festigkeit zu erhalten, weil der benötigte Gehalt an Ti und Nb zur Bildung einer Ausfällungs-Härtungsphase während der Auslagerung verringert wird. Daher wird der C-Gehalt auf 0,1% oder weniger eingestellt. Bevorzugt sollte der C-Gehalt 0,05% oder geringer sein. Um die durch C bewirkten Effekte sicherzustellen, sollte eine Untergrenze von 0,005% eingestellt werden.
  • Weil Si mit Fe und Nb reagiert, um diskontinuierlich eine körnige intermetallische Verbindung an der Korngrenze von Austenit zu bilden, welche Si, Nb und Ni einzeln oder in Kombination in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, ist Si ein zur Verstärkung der Korngrenze erforderliches Element. Für den Fall, dass der Si-Gehalt weniger als 0,1% beträgt, ist die Menge der intermetallischen Verbindung, die an der Korngrenze ausgefällt wird, gering, weshalb es weniger wahrscheinlich ist, dass Si zur Verstärkung der Korngrenze beiträgt. Falls andererseits der Si-Gehalt 1,0% übersteigt, wird nicht nur eine übermäßig große Menge der intermetallischen Verbindung an der Korngrenze und im Korn gebildet, wodurch die Warmformbarkeit verschlechtert wird, sondern auch die Dehnbarkeit in einem Zugtest bei Raumtemperatur und bei hoher Temperatur ist verschlechtert. Daher wird der Si-Gehalt auf 0,1% bis 1,0% eingestellt. Bevorzugt ist der untere Grenzwert des Si-Gehalts 0,2% und stärker bevorzugt ist der untere Grenzwert des Si-Gehalts 0,3%. Weiterhin ist der obere Grenzwert des Si-Gehalts bevorzugt 0,7%, und stärker bevorzugt ist der obere Grenzwert des Si-Gehalts 0,6%.
  • Mn wird als Desoxidationsmittel und Entschwefelungsmittel zugegeben, bildet aber auch eine feste Lösung innerhalb der Legierung. Für den Fall, dass der Mn-Gehalt 1,0% übersteigt, steigt der Wärmeausdehnungskoeffizient, daher wird der Mn-Gehalt auf 1,0% oder weniger eingestellt. Bevorzugt sollte der Mn-Gehalt 0,5% oder weniger, stärker bevorzugt 0,3% oder weniger und am meisten bevorzugt 0,2% oder weniger betragen.
  • Ni ist ein Hauptelement, das zusammen mit Fe, Co und Cr die Austenitmatrix bildet. Da die Mengen und Verhältnisse von Fe, Ni und Co den Wärmeausdehnungskoeffizienten stark beeinflussen, ist es insbesondere zur Erreichung einer geringen Wärmeausdehnung notwendig, die Mengen und Verhältnisse von Fe, Ni und Co in geeigneter Weise zu steuern. Ni ist außerdem ein wichtiges Element, das eine γ‘-Phase bildet, die die Ausfällungs-Härtungsphase ist und es ist ein Element, welches die Festigkeit stark beeinflusst. Da wie obenstehend Ni die Austenitmatrix stabilisiert und daneben erforderlich ist, um die γ‘-Phase auszubilden, welche gleichzeitig die Ausfällungs-Härtungsphase ist, wird das Ni in einer ausreichenden Menge benötigt, um beides zu erhalten. Für den Fall, dass der Ni-Gehalt weniger als 25% beträgt, wird die Austenitphase instabil und geht leicht in Martensit über, wodurch der Wärmeausdehnungskoeffizient ansteigt. Andererseits erhöht sich für den Fall, dass der Ni-Gehalt 32% übersteigt, der Curie-Punkt und der Wärmeausdehnungskoeffizient steigt über einen breiten Temperaturbereich von niedriger Temperatur zu hoher Temperatur an. Daher wird der Ni-Gehalt auf 25% bis 32% eingestellt. Der untere Grenzwert des Ni-Gehalts ist bevorzugt 26% und der obere Grenzwert des Ni-Gehalts ist bevorzugt 29%.
  • Co ist ein Element, das zusammen mit Fe, Ni und Cr die Austenitmatrix ausbildet. Da die Mengen und Verhältnisse von Fe, Ni und Co den Wärmeausdehnungskoeffizienten stark beeinflussen, ist es insbesondere zur Erreichung der geringen Wärmeausdehnung notwendig, die Mengen und Verhältnisse von Fe, Ni und Co in geeigneter Weise zu steuern. Für den Fall, dass der Co-Anteil 18% oder weniger beträgt, sinkt der Curie-Punkt und der Wärmeausdehnungskoeffizient nimmt bei hohen Temperaturen schnell zu. Auf der anderen Seite erhöht sich für den Fall, dass der Co-Gehalt 24% oder mehr beträgt, der Curie-Punkt und der Wärmeausdehnungskoeffizient steigt über einen breiten Temperaturbereich von niedriger Temperatur zu hoher Temperatur an. Daher wird der Co-Gehalt auf mehr als 18% und weniger als 24% eingestellt. Der obere Grenzwert des Co-Gehalts beträgt bevorzugt 22% oder weniger.
  • Wie oben beschrieben, kann ein geringer Wärmeausdehnungskoeffizient erhalten werden, indem die Mengen und das Verhältnis von Ni und Co in geeigneter Weise gesteuert werden. Da Co dazu beiträgt, den Wärmeausdehnungskoeffizienten um das 1,235-fache im Vergleich Ni zu senken, ist es möglich, die Mengen und Verhältnisse von Ni und Co durch geeignetes Einstellen eines Wertes von 1,235Ni+Co zu steuern. Für den Fall, dass der Wert von 1,235Ni+Co 55,8% oder höher ist, steigt der Wärmeausdehnungskoeffizient übermäßig an. Andererseits wird für den Fall, dass der Wert geringer als 52,9% ist, leicht Martensit gebildet, und es ist schwierig, eine stabile Austenitstruktur zu erhalten. Daher wird der Wert so eingestellt, dass er 52,9% ≤ 1,235Ni+Co <55,8% genügt. Es sei angemerkt, dass in der Verhältnisgleichung jedes Elementsymbol auch den Anteil des Elements selbst darstellt.
  • Al ist ein Element, das die γ‘-Phase (Ni3(Al, Ti, Nb)) bildet, welches die intermetallische Verbindung ist, die in dem Austenitkorn bei der Auslagerung fein ausgefällt wird, um die Festigkeit bei Raumtemperatur und hoher Temperatur zu erhöhen, und es ist ein wesentliches Element. Für den Fall, dass der Al-Gehalt 0,25% oder geringer ist, ist der Einfluss auf die Erhöhung der Festigkeit gering. Wenn andererseits der Al-Gehalt 1,0% übersteigt, nimmt der Wärmeausdehnungskoeffizient zu. Daher wird der Al-Gehalt auf mehr als 0,25% und 1,0% oder weniger eingestellt. Der untere Grenzwert des Al-Gehalts ist bevorzugt 0,3% und der obere Grenzwert des Al-Gehalts ist bevorzugt 0,6%.
  • Ti ist ebenfalls ein Element, welches die γ‘-Phase (Ni3(Al, Ti, Nb)) bildet, welches die intermetallische Verbindung ist, die in dem Austenitkorn bei der Auslagerung fein ausgefällt wird, um die Festigkeit bei Raumtemperatur und hoher Temperatur zu erhöhen, und es ist ein wesentliches Element. Für den Fall, dass der Ti-Gehalt weniger als 0,5% beträgt, ist der Einfluss auf die Erhöhung der Festigkeit gering. Wenn andererseits der Ti-Gehalt 1,5% übersteigt, nimmt der Wärmeausdehnungskoeffizient zu. Daher wird der Ti-Gehalt auf 0,5% bis 1,5% eingestellt. Der untere Grenzwert des Ti-Gehalts ist bevorzugt 0,6% und der Gehalt an Ti bezogen auf den oberen Grenzwert ist bevorzugt weniger als 1,2%.
  • Nb ist ebenfalls ein Element, welches die γ‘-Phase (Ni3(Al, Ti, Nb)) bildet, welches die intermetallische Verbindung ist, die in dem Austenitkorn bei der Auslagerung fein ausgefällt wird, um die Festigkeit bei Raumtemperatur und hoher Temperatur zu erhöhen, und es ist ein wesentliches Element. Da Nb außerdem ein Bestandteil einer körnigen intermetallischen Verbindung ist, die an der Korngrenze von Austenit abgeschieden wird, um die Festigkeit der Korngrenze zu erhöhen, und Ni, Si und Nb als Hauptbestandteile aufweist, die die Hochtemperaturfestigkeit verbessern, ist Nb ein wesentliches Element. Für den Fall, dass der Nb-Gehalt 2,1% oder weniger beträgt, ist der Einfluss auf die Erhöhung der Festigkeit gering. Wenn andererseits der Nb-Gehalt 3,0% oder mehr beträgt, erhöht sich nicht nur der Wärmeausdehnungskoeffizient, sondern es wird auch eine Makroseigerung gefördert. Daher wird der Nb-Gehalt auf mehr als 2,1% und weniger als 3,0% eingestellt. Der untere Grenzwert des Nb-Gehalts beträgt bevorzugt 2,5% und der obere Grenzwert des Nb-Gehalts beträgt bevorzugt weniger als 3,0%.
  • Bezüglich Al, Ti und Nb unter den Elementen, die die γ‘-Phase bilden, ist die Festigkeit bei Raumtemperatur und hoher Temperatur umso höher, je höher der Gesamtanteil von Al + Ti + Nb ist. Für den Fall, dass der Wert von Al + Ti + Nb kleiner als 3,5% ist, wird das Ausmaß der Ausfällung der γ‘-Phase verringert und es kann keine ausreichende Festigkeit erhalten werden. Wenn andererseits der Wert höher als 5,5% ist, erhöht sich der Wärmeausdehnungskoeffizient. Daher ist der Wert von Al + Ti + Nb, der in der Lage ist, die Festigkeit und den Wärmeausdehnungskoeffizienten in geeigneter Weise auszubalancieren, 3,5% oder höher und kleiner als 5,5%. Für den Fall, dass ein geringer Wärmeausdehnungskoeffizient als wichtig angesehen wird, beträgt der obere Grenzwert von Al + Ti + Nb bevorzugt 4,7%.
  • Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Superlegierung mit geringer thermischer Ausdehnung bereitzustellen, die zur Herstellung eines großen Erzeugnisses geeignet ist. Um das Ziel zu erreichen, ist es notwendig, einen robusten großformatigen Gussblock herzustellen. Um einen robusten großformatigen Gussblock herzustellen, das heißt einen großformatigen Gussblock ohne Makroseigerung während der Verfestigung, ist es hilfreich, den Dichteunterschied zwischen der flüssigen Phase der Legierung und der konzentrierten flüssigen Phase zu steuern, d.h. den Unterschied in den Dichten des geschmolzenen Metalls. Wenn die Dichte der konzentrierten flüssigen Phase höher ist als die der flüssigen Phase der Legierung, ist eine Freckle-Seigerung wahrscheinlich, und wenn die Dichte der konzentrierten flüssigen Phase kleiner als die der flüssigen Phase der Legierung ist, ist eine schwebende Freckle-Seigerung wahrscheinlich. Je näher der Unterschied in den Metallschmelzdichten gen Null geht, desto weniger tritt eine Freckle-Seigerung auf. Damit wird es einfach, einen großen Gussblock ohne Makroseigerung herzustellen.
  • Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben den Unterschied in den Metallschmelzdichten der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung bestimmt und intensive Untersuchungen an chemischen Komponenten durchgeführt, die den Unterschied in den Metallschmelzdichten beeinflussen. Als ein Ergebnis wurde gefunden, dass ein F-Wert, der basierend auf F-Wert = 0,0014 Ni + 0,6 Co - 6,8 Al + 7,6 Ti - 5,3 Nb - 0,11 Fe berechnet wird, eine gute Korrelation mit den Unterschieden in den Metallschmelzdichten zeigt. Für den Fall, dass die Dichte der konzentrierten flüssigen Phase höher ist, wird der F-Wert negativ und für den Fall, dass die Dichte der flüssigen Legierungsphase höher ist, wird der F-Wert positiv. In jedem Fall ist es weniger wahrscheinlich, dass eine Freckle-Seigerung auftritt, wenn der absolute Wert des F-Werts näher bei Null liegt. Für den Fall, dass der absolute Wert des F-Wertes höher als 8% ist, tritt wahrscheinlich eine Freckle-Seigerung auf, und es ist schwierig, einen großformatigen Gussblock herzustellen. Daher ist der absolute Wert des F-Wertes 8% oder kleiner. Der absolute Wert des F-Wertes beträgt bevorzugt 6% oder weniger.
  • B ist ein Element, das an der Korngrenze des Austenitkorns abgeschieden wird, um die Festigkeit der Korngrenze zu erhöhen und verbessert die Warmformbarkeit, Kriechfestigkeit und Duktilität. Für den Fall jedoch, dass der B-Gehalt weniger als 0,001 % beträgt, ist die Menge von B, die an der Korngrenze abgeschieden ist, gering, und es ist schwierig, eine ausreichende Festigkeit der Korngrenze zu erhalten. Übersteigt auf der anderen Seite der B-Gehalt 0,01%, wird Borid gebildet und behindert die Warmformbarkeit. Daher wird der B-Gehalt auf 0,001% bis 0,01% eingestellt. Der untere Grenzwert des B-Gehalts beträgt bevorzugt 0,002% und der obere Grenzwert des B-Gehalts beträgt bevorzugt 0,006%. Der obere Grenzwert des B-Gehalt beträgt mehr bevorzugt 0,005%.
  • Für den Fall, dass der C-Gehalt auf 0,1% oder weniger gesenkt wird, kann an der Korngrenze Abgeschiedenes nicht fixiert werden, weil die an der Korngrenze ausgefällte Carbidmenge übermäßig gering wird, und die Warmformbarkeit verschlechtert sich wahrscheinlich aufgrund des an der Korngrenze abgeschiedenen S. Daher wird Mg an S, welches an der Korngrenze abgeschieden ist, gebunden, um S zu fixieren, was den Effekt hat, dass die Warmformbarkeit verbessert wird. Für den Fall, dass der Mg-Gehalt weniger als 0,0005% beträgt, ist die resultierende Wirkung nicht ausreichend. Wenn andererseits der Mg-Gehalt 0,01% übersteigt, erhöht sich die Menge an Oxid oder Sulfid, wodurch die Reinheit durch Einschlüsse verschlechtert wird, oder der Anteil einer nickelhaltigen Verbindung mit niedrigen Schmelzpunkt nimmt zu, wodurch die Warmformbarkeit verschlechtert wird. Daher ist der Mg-Gehalt auf 0,0005% bis 0,01% beschränkt. Der untere Grenzwert des Mg-Gehalts beträgt bevorzugt 0,001 % und der obere Grenzwert des Mg-Gehalts beträgt bevorzugt 0,007%. Der obere Grenzwert des Mg-Gehalts beträgt stärker bevorzugt 0,005%. Es sei angemerkt, dass Mg anteilig oder vollständig durch Ca substituiert werden kann, in diesem Fall sollte (Mg+0,6×Ca) auf den Wert von Mg alleine beschränkt sein.
  • Da eine Aufgabe der Zugabe von Mg darin besteht, die Warmformbarkeit zu verbessern, indem S aus Verunreinigungen fixiert wird, die sich an der Korngrenze abscheiden, wird der Mg-Gehalt gemäß dem S-Gehalt spezifiziert. Um S effektiv zu fixieren, ist es erforderlich, dass das Massenverhältnis von Mg zu S 1:1 oder mehr beträgt. Daher ist der Wert von Mg/S auf 1 oder mehr beschränkt. Für den Fall, dass Mg anteilig oder vollständig durch Ca substituiert wurde, ist es bevorzugt, dass (Mg+0,6×Ca)/S auf 1 oder mehr beschränkt ist.
  • Zusätzlich zu den oben beschriebenen Elementen ist es in der vorliegenden Erfindung möglich, Cr als optionales Element zu verwenden. Cr bildet eine feste Lösung in der Austenitmatrix, die als Hauptbestandteile Fe, Ni und Co enthält. Cr ist ein Element, das eine feste Lösung in einem Oxidfilm bildet, der sich bei der Oxidation der erfindungsgemäßen Legierung bei hoher Temperatur auf der Oberfläche bildet, und welcher Fe, Ni, Co und dergleichen als Hauptbestandteile enthält, um die Oxidationsbeständigkeit zu verbessern, und es ist ein optionales Element, das im Falle der Verwendung bei hohen Temperaturen zugesetzt werden kann. Um einen Effekt durch Cr zu bewirken, wird der Cr-Gehalt bevorzugt auf 0,1% oder mehr eingestellt. Für den Fall, dass der Cr-Gehalt 1,7% oder mehr beträgt, sinkt der Curie-Punkt, was den Wärmeausdehnungskoeffizienten erhöht. Daher wird der Cr-Gehalt auf 0,1% oder mehr und weniger als 1,7% eingestellt. Ein unterer Grenzwert des Cr-Gehalts ist bevorzugt 0,4%, und stärker bevorzugt ist der untere Grenzwert des Cr-Gehalts 0,7%. Daneben ist der obere Grenzwert des Cr-Gehalts bevorzugt 1,6%, und stärker bevorzugt ist der obere Grenzwert des Cr-Gehalts 1,3%.
  • In der vorliegenden Erfindung ist der Restanteil Fe. Natürlich sind Verunreinigungen enthalten.
  • P und S sind Verunreinigungen, die wahrscheinlich an der Korngrenze abgeschieden werden und eine Verschlechterung der Hochtemperaturfestigkeit oder Warmformbarkeit bewirken. Der P-Gehalt sollte auf 0,02% oder weniger begrenzt sein und der S-Gehalt sollte auf 0,005% oder weniger begrenzt sein. Der S-Gehalt beträgt bevorzugt 0,003% oder weniger und stärker bevorzugt 0,002% oder weniger. Zusätzlich binden O und N an Al, Ti, Nb und dergleichen, und bilden Einschlüsse auf Oxidbasis oder Nitridbasis, so dass die Reinheit und die Ermüdungsfestigkeit verschlechtert werden. Außerdem gibt es Bedenken, dass der Gehalt an Al, Ti und Nb, die die γ‘-Phase bilden, abnimmt, was eine Zunahme der Festigkeit aufgrund der Ausscheidungshärtung verhindert. Daher ist es bevorzugt, O und N so weit wie möglich zu unterdrücken. Dementsprechend sollte der O-Gehalt bevorzugt 0,008% oder weniger betragen, der N-Gehalt sollte 0,004% oder weniger sein. Stärker bevorzugt sollte der O-Gehalt 0,005% oder weniger sein und der N-Gehalt sollte 0,003% oder weniger sein. Daneben sind Ag, Sn, Pb, As und Bi ebenfalls Verunreinigungselemente, die an der Austenitkorngrenze abgeschieden werden, was die Hochtemperaturfestigkeit verschlechtert. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt an Ag, Sn, Pb, As und Bi insgesamt auf 0,01% oder weniger beschränkt ist.
  • Für den Fall, dass Nb zugegeben wird, kann in einigen Fällen eine geringe Menge Ta als Verunreinigung enthalten sein. Allerdings werden für diesen Fall 0,5xTa und Nb, angegeben in Masse-%, als gleichwertig betrachtet. Daher kann der Wert von Nb durch Nb + 0,5×Ta ersetzt werden. Weiterhin wird Zr an der Korngrenze abgeschieden, was die Warmverformbarkeit verbessert. Für den Fall jedoch, dass Zr übermäßig zugegeben oder eingemischt wird, wird störenderweise eine spröde Verbindung erzeugt, die die Warmformbarkeit behindert. Daher sollte der Zr-Gehalt 0,05% oder weniger betragen. Zusätzlich können Cu, Mo und W den Wärmeausdehnungskoeffizienten erhöhen. Daher sollte der Gehalt an Cu, Mo und W 0,5% oder weniger und mehr bevorzugt 0,3% oder weniger betragen.
  • Als nächstes wird ein Grund zur Begrenzung einer Struktur beschrieben.
  • Um der erfindungsgemäße Legierung eine günstige Hochtemperaturfestigkeit und Duktilität, insbesondere eine ausgezeichnete Kriechfestigkeit und Duktilität zu verleihen, ist es notwendig, die Korngrenze der Austenitmatrix zu verstärken. In der erfindungsgemäßen Legierung kann eine Struktur, in der eine intermetallische Verbindung (Laves-Phase), die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze der Austenitmatrix ausgeschieden wird, durch Optimierung der oben beschriebenen chemischen Komponenten erhalten werden. Die intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, unterdrückt das Korngrenzengleiten als Folge von Kriechen, was die Festigkeit der Korngrenze erhöht, wodurch die Kriechfestigkeit und Duktilität verbessert werden. Insbesondere verbessert sich die Zeitstandfestigkeit deutlich. Die intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, wird diskontinuierlich körnig an der Korngrenze der Austenitmatrix ausgeschieden, wodurch die Korngrenze wirksam verstärkt wird. Die intermetallische Verbindung enthält eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von bevorzugt 37 Masse-% oder mehr und stärker bevorzugt von 40 Masse-% oder mehr. Ein Verfahren zur Ausfällung der intermetallischen Verbindung wird beschrieben. Es sei angemerkt, dass zweckmäßigerweise eine quantitative Analyse der intermetallischen Verbindung durchgeführt wird, zum Beispiel unter Verwendung eines energiedispersiven Röntgenanalysators (EDX), falls ein Rasterelektronenmikroskop (SEM) verwendet wird.
  • Um in der erfindungsgemäßen Legierung eine günstige Hochtemperaturfestigkeit und Duktilität, insbesondere eine ausgezeichnete Kriechfestigkeit und Duktilität zu erhalten, ist auch eine Verstärkung der Austenitmatrix (im Korn) notwendig. In der erfindungsgemäßen Legierung kann eine intermetallische Verbindung, die eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als die Legierung enthält, in der Austenitmatrix (im Korn) durch Optimierung der chemischen Komponenten fein dispergiert werden. Die intermetallische Verbindung ist eine ausscheidungshärtende Phase, die als γ‘ (Gamma-Strich-Phase) bezeichnet wird, und kann die Festigkeit bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen durch feines Ausfällen der γ‘-Phase verbessern. Da ein auszufällendes γ‘-Phasenkorn keine vollständige Kugelform besitzt, wird der Durchmesser durch einen äquivalenten Kreisdurchmesser ausgedrückt, der aus der Querschnittserfassung bestimmt werden kann. Da der Durchmesser außerdem eine Verteilung aufweist, wird der Durchmesser unter Verwendung des durchschnittlichen Durchmessers ausgedrückt. Für den Fall, dass der Durchmesser der γ‘-Phase größer als 50 nm ist, ist der Effekt als verstärkende Phase gering, weshalb der Durchmesser der γ‘-Phase auf 50 nm oder kleiner eingestellt wird. Der Durchmesser der γ‘-Phase sollte bevorzugt 30 nm oder weniger und mehr bevorzugt 20 nm oder weniger betragen. Das Verfahren zur Ausfällung der γ‘-Phase wird später beschrieben. Obwohl die Anwesenheit oder Abwesenheit der γ‘-Phase mittels SEM bestätigt werden kann, sollte, um eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb in der γ‘-Phase als in der Legierung zu bestätigen, zweckmäßigerweise eine Analyse durchgeführt werden, zum Beispiel unter Verwendung des EDX bei Verwendung eines Transmissionselektronenmikroskops (TEM). Zusätzlich kann beim Bestimmen des Durchmessers der γ‘-Phase, indem beispielsweise 30 oder mehr zufällig ausgewählte γ‘-Phasen im Beobachtungsfeld beobachtet wurden, um deren Durchmesser zu messen, der Durchschnittswert davon berechnet werden.
  • Die erfindungsgemäße Legierung ist dadurch gekennzeichnet, dass eine günstige Zugduktilität bei Raumtemperatur in einem Zustand erhalten wird, nachdem ein Lösungsglühen durchgeführt wurde und das Formen bei Raumtemperatur möglich ist. Aus diesem Grund ist es bevorzugt, dass die Brucheinschnürung beim Zugtest bei Raumtemperatur 50% oder mehr beträgt.
  • Außerdem ist die erfindungsgemäße Legierung dadurch gekennzeichnet, dass ein geringer Wärmeausdehnungskoeffizient, eine hohe Festigkeit, eine geringe Kriechbruchanfälligkeit und eine günstige Oxidationsbeständigkeit in dem Zustand erhalten werden, bei dem die Auslagerung nach dem Lösungsglühen durchgeführt wurde. Hier kann die Kriechbruchanfälligkeit unter Verwendung eines kombinierten Kriechtestkörpers mit einer in axialer Richtung eines einzelnen Testkörpers nacheinander angeordneten Kerbe und glatten parallelen Abschnitten bewertet werden. Eine Legierung mit einer hohen Kerbempfindlichkeit bricht im Kerbbereich in einer relativ kurzen Zeit. Im Gegensatz dazu zeigt eine Legierung mit geringer Kerbempfindlichkeit eine vorteilhafte Dehnung im glatten parallelen Abschnitt und bricht danach. Daher ist in dem kombinierten Kriechtest das Brechen im parallelen Abschnitt ein Kriterium für die Bestimmung einer geringen Kerbempfindlichkeit.
  • Bevorzugte Eigenschaften sind wie folgt: ein durchschnittlicher Wärmeausdehnungskoeffizient bei 30 °C bis 500 °C von 8,1 × 10-6/°C oder niedriger; eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur von 780 MPa oder höher; eine Zugfestigkeit bei 550 °C von 600 MPa oder höher; im kombinierten Kriechtest reißt ein paralleler Abschnitt bei einer Belastung von 510 MPa bei 650°C nach 10% Dehnung oder mehr; es löst sich kein Oxidfilm ab und die Zunahme der Oxidmenge beträgt 1,3 mg/cm2 oder weniger in einem Oxidationstest bei 600°C an der Atmosphäre über 100 Stunden. Es ist bevorzugt, dass der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient bei 30 °C bis 500 °C niedrig ist. Es ist möglich, den durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizienten bei 30 °C bis 500 °C auf einen niedrigeren Wert einzustellen, indem die Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren ausbalanciert werden. Der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient beträgt bei 30 °C bis 500 ° C bevorzugt 7,9 × 10-6/°C oder weniger, mehr bevorzugt 7,7 × 10-6/°C oder weniger, noch mehr bevorzugt 7,5 × 10-6/°C oder niedriger und am meisten bevorzugt 7,4 × 10-6/°C oder weniger. Zusätzlich ist die Zunahme der Oxidmenge bevorzugt weniger als 1,2 mg/cm2 und mehr bevorzugt 1,0 mg/cm2 oder weniger.
  • Es sei angemerkt, dass der Begriff „es löst sich kein Oxidfilm ab“ in der vorliegenden Erfindung bedeutet, dass kein visuell sichtbarer abgelöster und abgefallener Oxidfilm in der Nähe des Probekörpers nach einer Oxidationsbeständigkeits-Prüfung beobachtet wird.
  • Als weiteres wird ein Herstellungsverfahren für die erfindungsgemäße Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung beschrieben.
  • Die Legierungszusammensetzung ist wie oben beschrieben. Um Verunreinigungen zu reduzieren, ist es bevorzugt, dass das Schmelzen als Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) durchgeführt wird. Um im Maßstab einer Massenproduktion bei der Herstellung einen geringen Anteil an Verunreinigungen zu erhalten, ist es ferner bevorzugt, dass der Gussblock durch Schmelzen mit einer Kombination aus Vakuuminduktionsschmelzen und Vakuumlichtbogenumschmelzen (VAR) hergestellt wird. Für den Fall, dass zusätzlich der Kostenfaktor berücksichtigt wird, ist es stärker bevorzugt, den Gussblock durch Schmelzen mit einer Kombination von Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) und Elektro-Schlacke-Umschmelzen (ESR) herzustellen. Für den Fall, dass ESR verwendet wird, ist es außerdem möglich, den S-Gehalt effektiv zu reduzieren. Daher ist es für den Fall einer erfindungsgemäßen Legierung, bei der der S-Gehalt auf ein geringes Niveau beschränkt sein soll, bevorzugt, das ESR-Schmelzen einzusetzen. Für den Fall, dass ein Gussblock in einer größeren Größe ohne Makroseigerung hergestellt werden soll, ist es möglich, wenn das Vakuumlichtbogenumschmelzen mit schneller Erstarrungsgeschwindigkeit verwendet wird, einen großen Gussblock unter Verwendung des Elektroschlacke-Umschmelzens herzustellen. Für den Fall, dass das Vakuumlichtbogenumschmelzen oder das Elektroschlacke-Umschmelzen nach dem Vakuuminduktionsschmelzen angewandt wird, wird eine abschmelzende Elektrode durch Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt, und der Gussblock wird unter Verwendung der Abschmelzelektrode durch Vakuumlichtbogenumschmelzen oder Elektroschlacke-Umschmelzen hergestellt. Weiterhin ist es möglich, wenn die Abschmelzelektrode durch Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt wird, der Gussblock unter Verwendung der Abschmelzelektrode durch das Elektroschlacke-Umschmelzen hergestellt wird und das Vakuum-Lichtbogenumschmelzen unter Verwendung des Gussblocks durchgeführt wird, einen homogeneren Gussblock herzustellen.
  • Warmumformen erfolgt einmal oder mehrmals unter Verwendung des Gussblocks der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung, um ein umkristallisiertes Schmiedegefüge zu erhalten, danach erfolgt das Lösungsglühen bei 850 °C bis 1080 °C, wodurch eine Struktur erhalten wird, in der eine geeignete Menge einer körnigen intermetallischen Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, diskontinuierlich an der Korngrenze der Austenitmatrix ausgeschieden ist. Für den Fall, dass die Temperatur des Lösungsglühens niedriger als 850 °C ist, verbleibt eine große Menge der intermetallischen Verbindung in einem Zustand, in dem sich keine feste Lösung bildet. Wenn andererseits die Temperatur des Lösungsglühens höher als 1080 °C ist, nimmt die Menge der an der Korngrenze ausgeschiedenn intermetallischen Verbindung ab und das Austenitkorn wird vergröbert. Daher erfolgt das Lösungsglühen bei 850 °C bis 1080 °C. Die untere Temperaturgrenze des Lösungsglühens ist bevorzugt 900 °C und die obere Temperaturgrenze des Lösungsglühens ist bevorzugt 960 °C. Das Kühlen nach dem Lösungsglühen wird idealerweise mit einer Abkühlungsrate durchgeführt, die gleich oder höher ist als diejenige der Luftkühlung. Bevorzugt kann das Kühlen Ölkühlen sein und mehr bevorzugt kann das Kühlen Wasserkühlen sein.
  • Nach dem Lösungsglühen wird mindestens einmal die Auslagerung bei 580 °C bis 700 °C über 8 bis 100 Stunden durchgeführt, wodurch die γ‘- Phase, in welcher Ni, Al, Ti und Nb höher konzentriert sind als in der Legierung, mit einem Durchmesser von 50 nm oder kleiner in der Austenitmatrix fein ausgeschieden wird. Es ist möglich, eine hohe Festigkeit und einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten. Für den Fall, dass die Temperatur der Auslagerung niedriger als 580 °C ist, nimmt die Menge der ausgeschiedenen γ‘-Phase ab und es ist schwierig, eine hohe Festigkeit zu erhalten. Ist andererseits die Temperatur der Auslagerung höher als 700 °C, verändern sich Menge, Form und Zusammensetzung der ausgeschiedenen Phase, und es ist schwierig, einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten. Daher erfolgt die Auslagerung bei einer Temperatur von 580 °C bis 700 °C. Die obere Grenze der Alterungstemperatur ist bevorzugt 680 °C und mehr bevorzugt 650 °C. Günstige Eigenschaften können durch Halten über 8 bis 100 Stunden erhalten werden. Daher beträgt die Auslagerungszeit 8 bis 100 Stunden. Die Auslagerungszeit sollte bevorzugt 20 bis 70 Stunden und mehr bevorzugt 30 bis 60 Stunden betragen. Die Auslagerung kann einmal durchgeführt werden oder in zwei oder mehr Zeiten aufgeteilt werden, wobei die Temperatur im Bereich von 580 °C bis 700 °C geändert wird.
  • Außerdem ist es beispielsweise selbst nach einer ersten Auslagerung bei einer Temperatur von mehr als 700 °C und 730 °C oder weniger über einen kurzen Zeitraum von etwa 10 Stunden oder weniger möglich, wenn die zweite Auslagerung und nachfolgende Auslagerungen bei einer Temperatur im Bereich von 580 °C bis 700 °C über 8 bis 100 Stunden durchgeführt werden, eine Ausscheidung der γ‘-Phase in einer Dimension von 50 nm oder kleiner im Austenitkorn zu bewirken. Ferner wird beispielsweise, nachdem die erste Auslagerung bei einer Temperatur von mehr als 700 °C und 730 °C oder weniger über eine kurze Zeit von etwa 10 Stunden oder weniger durchgeführt wurde, die γ‘-Phase fein, wenn eine Auslagerung bei einer Temperatur im Bereich von 580 °C bis 700 °C über einen langen Zeitraum von 20 bis 100 Stunden durchgeführt wird. Dementsprechend kann eine γ‘-Phase von 50 nm oder kleiner hergestellt werden, was vergleichbar ist mit derjenigen, die erhalten wird, wenn die Auslagerung nur einmal bei 580°C bis 700°C über einen langen Zeitraum durchgeführt wird. Spezifische Beispiele sind in den Beispielen gezeigt, die später beschrieben werden.
  • Beispiele
  • Ein 10-kg- Gussblock wurde durch Vakuuminduktionsschmelzen hergestellt. Die chemischen Bestandteile der hergestellten Legierungen Nr. 1 bis 5, deren Zusammensetzung im Rahmen der vorliegenden Erfindung liegen, und die der Vergleichslegierungen Nr. 21 bis 24 sind in den Tabellen 1 und 2 aufgeführt. Da der absolute Wert des F-Wertes in den Legierungen Nr. 1 bis 5 8% oder kleiner ist, können für den Fall, dass ein Gussblock mit großen Abmessungen durch Vakuumlichtbogenumschmelzen oder Elektroschlacke-Umschmelzen nach dem Vakuumschmelzen in einer Massenproduktion hergestellt wurde, die Legierungen ohne das Problem einer Makroseigerung hergestellt werden. Es sei angemerkt, dass der Restanteil Fe und Verunreinigungen sind.
    [Tabelle 1]
    (Masse-%)
    Nr. C Si Mn S Ni Cr Co Al Ti Nb B Mg
    1 0,030 0,40 0,11 0,0007 26,85 - 20,90 0,40 0,95 2,85 0,004 0,0023
    2 0,032 0,40 0,10 0,0010 27,85 - 19,12 0,40 0,94 2,84 0,004 0,0015
    3 0,030 0,42 0,10 0,0009 26,73 0,97 20,90 0,40 0,94 2,86 0,003 0,0022
    4 0,031 0,41 0,11 0,0008 27,88 0,98 19,04 0,39 0,94 2,85 0,004 0,0019
    5 0,031 0,42 0,11 0,0008 27,90 0,97 19,03 0,59 0,85 2,86 0,004 0,0025
    21 0,031 0,43 0,10 0,0002 29,64 - 19,54 0,57 1,27 4,06 0,004 0,0008
    22 0,031 0,43 0,10 0,0004 26,77 - 20,77 0,41 0,96 3,06 0,003 0,0006
    23 0,029 0,41 0,10 0,0004 35,58 - 17,34 0,34 0,80 2,55 0,004 0,0008
    24 0,032 0,41 0,11 0,0009 27,83 - 19,14 1,21 0,87 2,80 0,004 0,0047
  • Differenz zu 100 sind Fe und unvermeidliche Verunreinigungen
    Nr. Mg/S 1.235Ni+Co Al+Ti+Nb F-Wert Anmerkungen
    1 3,29 54,06 4,20 -3,25 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    2 1,50 53,51 4,18 -4,43 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    3 2,44 53,91 4,20 -3,29 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    4 2,38 53,47 4,18 -4,36 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    5 3,13 53,49 4,30 -6,45 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    21 4,00 56,15 5,90 -8,86 Vergleichsbeispiel
    22 1,50 53,83 4,43 -4,43 Vergleichsbeispiel
    23 2,00 61,28 3,69 -4,01 Vergleichsbeispiel
    24 5,22 53,51 4,88 -10,17 Vergleichsbeispiel
  • Nachdem die in den Tabellen 1 und 2 aufgeführten Blöcke einer Homogenisierung bei 1180 °C über 20 Stunden unterzogen worden waren, erfolgte ein Warmschmieden (Warmumformen), und danach wurden sie abschließend zu einem Stab mit einem Querschnitt von 30 mm × 30 mm verarbeitet. Da sowohl die Zusammensetzung der Legierungen innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen und auch die Vergleichslegierungen Mg/S = 1 oder höher genügen, kann das Warmschmieden das Problem von Rissen beheben. Es sei angemerkt, dass in den Legierungen mit einer Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung keine Freckle-Seigerung beobachtet wurde.
  • Danach erfolgte das Lösungsglühen bei Luftkühlung nach Halten bei 930 °C über 1 h, und der Zugtest wurde bei Raumtemperatur (25 °C) durchgeführt. Im Zugtest wurde eine Rundstab-Probe mit einem parallelem Abschnitt von 6,0 mm und einer Meßlänge von 30 mm entlang der Längsrichtung des Stabes hergestellt, die Probemessung erfolgte bei Raumtemperatur gemäß JIS, und die 0,2%-Dehngrenze, Zugfestigkeit, Dehnung und Brucheinschnürung wurden bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
    [Tabelle 3]
    Nr, 0,2%-Dehngrenze (MPa) Zugfestigkeit (MPa) Dehnung (%) Brucheinschnürung (%) Anmerkungen
    1 644 812 21,0 53,9 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    2 605 780 23,7 58,0 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    3 567 783 25,4 55,4 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    4 549 766 25,5 57,2 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    5 588 776 22,8 53,7 Erfindungsgemäße Zusammensetzung
    21 551 819 27,1 48,2 Vergleichsbeispiel
    22 606 771 24,6 56,3 Vergleichsbeispiel
    23 441 690 31,7 72,3 Vergleichsbeispiel
    24 617 825 24,0 55,1 Vergleichsbeispiel
  • Ferner wurde die Auslagerung unter verschiedenen Bedingungen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, nach dem Lösungsglühen durchgeführt. Die Bedingungen der Auslagerung sind die folgenden sechs Bedingungen:
    1. (1) 720 °C × 8 h → (50 ° C / h) → 620 °C × 8 h, Luftkühlung
    2. (2) 670 °C × 50 h, Luftkühlung
    3. (3) 700 °C × 50 h, Luftkühlung
    4. (4) 720 °C × 8 h → (50 ° C / h) → 620 °C × 8 h, Luftkühlung + 600 °C × 50 h, Luftkühlung
    5. (5) 600 °C × 50 h, Luftkühlung
    6. (6) 620 °C × 50 h, Luftkühlung
  • In der Tabelle 4 sind die spezifischen Behandlungsbedingungen zusammen ihren Nummern in Klammern () angegeben. In den Tabellen 5 und 6 sind nur deren Nummern in Klammern () angegeben.
  • Weiterhin bedeutet der Ausdruck „(50 °C/h)“ bei der in (1) und (4) angegebenen Auslagerung die Kühlrate pro Stunde.
  • Nach der Auslagerung erfolgte die Untersuchung der Mikrostruktur, die Messung des Wärmeausdehnungskoeffizienten, der Zugtest bei Raumtemperatur und bei 550°C, Messung der Zunahme der Oxidmenge nach Halten bei 600 °C × 100 Stunden in der Atmosphäre und ein kombinierter Bruchtest, bei dem ein Probekörper mit einer Abfolge von einem gekerbten Abschnitt und einem parallelen Abschnitt verwendet wurde.
  • Bei der Mikrostrukturuntersuchung wird ein Oberflächenbereich des Stabes, der parallel zur Längsrichtung des Stabes ist, poliert und geätzt, und die an der Korngrenze ausgefällte intermetallische Verbindung wird unter Verwendung eines optischen Mikroskops und SEM untersucht. Die Komponente wurde durch Messen unter Verwendung einer EDX-Analyse des SEM analysiert. Zusätzlich wurde die in dem Korn ausgefällte γ‘-Phase unter Verwendung des SEM untersucht. Da nicht jede γ‘-Phase notwendigerweise eine sphärische Form hat, wurden 30 oder mehr Durchmesser unter Verwendung eines äquivalenten Kreisdurchmessers gemessen. Die Komponenten der γ‘-Phase wurden analysiert, indem eine Dünnfilmprobe geschnitten wurde, die Probe unter Verwendung eines TEM untersucht und unter Verwendung von EDX-Analyse ausgewertet wurde. Es sei angemerkt, dass die γ‘-Phase durch „Ausfällung im Korn“ in Tabelle 4 und durch „ausgefällte Phase im Korn“ in Tabelle 5 bezeichnet wird.
  • Bei der Messung des Wärmeausdehnungskoeffizienten wurde ein Probekörper mit 5 mm Durchmesser und 20 mm Länge entlang der Längsrichtung des Stabes gewählt, wobei der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient durch Differenz-Wärmeausdehnungsmessung bis zu 500 °C, beginnend bei 30 °C, gemessen wurde.
  • Im Zugtest wurde eine Rundstab-Probe gewählt, bei dem ein paralleler Abschnitt 6,0 mm und eine Messlänge 30 mm entlang einer Längsrichtung des Stabes betrug, das Teststück wurde bei Raumtemperatur und 550 °C gemäß JIS getestet, und die 0,2%-Dehngrenze, Zugfestigkeit, Dehnung und Brucheinschnürung wurden gemessen.
  • Im Hinblick auf die Zunahme der Oxidmenge wurde ein Probekörper gewählt, dessen Durchmesser 10 mm und dessen Länge 20 mm entlang der Längsrichtung des Stabes betrug, in einen elektrischen Ofen eingeführt, bei 600°C in Atmosphäre gehalten, nach 100 h Einwirken entnommen und auf Raumtemperatur abgekühlt, und das Gewicht vor und nach dem Erhitzen wurde gemessen, um die Zunahme der Oxidmenge zu bestimmen. Ein Ablösen des Oxidfilms wurde visuell bestätigt.
  • Im kombinierten Bruchtest wurde auf der Basis von ASTM ein Probekörper mit dem Durchmesser des parallelen Abschnitts und einem Durchmesser der Kerbwurzel von 4,52 mm, einem Außendurchmesser der Kerbe von 6,35 mm, einem Kerbradius von 0,13 mm, und einer Länge des parallelen Abschnitts von 19,05 mm verwendet, der bei 650 °C unter 510 MPa Belastung getestet wurde, und die Bruchzeit, die Bruchposition, die Dehnung nach dem Bruch und die Brucheinschnürung beim Brechen wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 4 bis 7 angegeben.
    [Tabelle 4]
    Nr. Lösungsglühen Auslagerung Matrix Diskontinuierliche Ausfällung an der Korngrenze Feine Ausfällung im Korn Mittlerer thermischer Ausdehnungskoeffizient 30°C bis 500°C (×10-6/°C) Anmerkungen
    1 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.04 Vorliegende Erfindung
    (2) 670°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 6.77 Vorliegende Erfindung
    2 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.22 Vorliegende Erfindung
    (2) 670°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.17 Vorliegende Erfindung
    (3) 700°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.32 Vorliegende Erfindung
    3 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.63 Vorliegende Erfindung
    (4) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung+600°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.47 Vorliegende Erfindung
    (5) 600°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.39 Vorliegende Erfindung
    (6) 620°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.10 Vorliegende Erfindung
    (2) 670°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.66 Vorliegende Erfindung
    (3) 700°C×50 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7.85 Vorliegende Erfindung
    [Tabelle 4, Fortsetzung]
    Nr. Lösungsglühen Auslagerung Matrix Diskontinuierliche Ausfällung an der Korngrenze Feine Ausfällung im Korn Mittlerer thermischer Ausdehnungskoeffizient 30°C bis 500°C (×10-6/°C) Anmerkungen
    4 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7,81 Vorliegende Erfindung
    5 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 8,04 Vorliegende Erfindung
    21 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7,34 Vergleichsbeispiel
    22 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase ○ ○ 7,11 Vergleichsbeispiel
    23 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung γ-Phase × ○ 8,48 Vergleichsbeispiel
    24 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung α‘-Phase ○ ○ 11,43 Vergleichsbeispiel

    [Tabelle 5]
    Nr. Lösungsglühen Auslagerung Konzentration an Si+ Nb +Ni in ausgefällter Phase an der Korngrenze (Masse-%) Konzentration in der fein ausgefällten Phase im Korn (Masse-%) Kreisäquivalenter Durchmesser in der fein ausgefällten Phase im Korn Anmerkungen
    Ni Al Ti Nb
    3 930°C×1 h, Luftkühlung (1) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung 38,55 30,3 1,5 1,5 3,7 25,5 Vorliegende Erfindung
    (4) 720°C×8 h → (50°C/h) → 620°C×8 h, Luftkühlung+600°C×50 h, Luftkühlung 39,13 - - - - 10,3 Vorliegende Erfindung
    (5) 600°C×50 h, Luftkühlung 44,77 - - - - 8,8 Vorliegende Erfindung
    (6) 620°C×50 h, Luftkühlung 41,66 31,1 1,3 1,6 4,2 10,1 Vorliegende Erfindung
    (3) 700°C×50 h, Luftkühlung 40,66 - - - - 27,9 Vorliegende Erfindung
    * 1. „-“ steht für ,nicht gemessen‘

    [Tabelle 6]
    Nr. Alterungsbehandlung Dehnungscharakteristika bei Raumtemperatur Dehnungscharakteristika bei hoher Temperatur (550 °C) Anmerkungen
    0,2% Dehngrenze (MPa) Zugspannung (MPa) Dehnung (%) Brucheinschnürung (%) 0,2% Dehngrenze (MPa) Zugspannung (MPa) Dehnung (%) Brucheinschnürung (%)
    1 (1) 660 1220 24,0 42,0 676 835 14,4 48,3 Vorliegende Erfindung
    (2) 720 1203 23,3 47,0 650 859 17,1 50,9 Vorliegende Erfindung
    2 (1) 719 1225 24,8 44,6 680 853 14,2 45,5 Vorliegende Erfindung
    (2) 883 1137 27,3 47,0 658 865 16,1 49,7 Vorliegende Erfindung
    (3) 774 962 23,0 52,0 558 774 17,9 51,8 Vorliegende Erfindung
    3 (1) 846 1039 24,5 53,5 677 855 14,7 48,8 Vorliegende Erfindung
    (4) 904 1115 27,8 49,7 750 906 15,1 49,0 Vorliegende Erfindung
    (5) 1035 1333 27,4 41,0 727 962 14,3 48,3 Vorliegende Erfindung
    (6) 1013 1250 25,0 42,9 747 987 16,7 49,9 Vorliegende Erfindung
    (2) 865 1049 16,6 48,0 638 871 17,6 51,6 Vorliegende Erfindung
    (3) 729 956 22,2 52,4 511 780 20,1 55,6 Vorliegende Erfindung
    4 (1) 860 1064 22,0 51,1 685 874 14,6 48,2 Vorliegende Erfindung
    5 (1) 865 1066 20,6 49,6 692 877 14,0 47,1 Vorliegende Erfindung
    21 (1) 1043 1289 24,3 33,4 823 1059 14,2 36,2 VergleichsBeispiel
    22 (1) 529 1259 21,5 40,3 668 846 16,7 50,6 VergleichsBeispiel
    23 (1) 726 1044 22,7 59,4 569 797 19,4 57,7 VergleichsBeispiel
    24 (1) 969 1734 11,4 24,8 505 1140 38,3 81,0 VergleichsBeispiel
    * Das Lösungsglühen vor der Auslagerung erfolgt bei 930°Cx1 h, Luftkühlung.

    [Tabelle 7]
    Nr. Auslagerung Zunahme der Oxidationsmenge (mg/cm2) (600°C×100 h) Anwesenheit oder Abwesenheit eines abgeschälten Oxidfilms Verbundriss (650°C-510 MPa) Anmerkungen
    Bruchzeit (h) Ausdehnung (%) Flächenreduktion (%) Bruchposition
    1 (1) 1.3 Abwesenheit - - - - Vorliegende Erfindung
    2 (1) 1.2 Abwesenheit 44.6 24.4 54 paralleler Abschnitt -Vorliegende Erfindung
    3 (1) 0.9 Abwesenheit 59.2 20.1 61 paralleler Abschnitt -Vorliegende Erfindung
    (4) - - 22.2 26.7 65.3 paralleler Abschnitt -Vorliegende Erfindung
    (5) 0.6 Abwesenheit 124.6 25.7 58.8 paralleler Abschnitt -Vorliegende Erfindung
    (6) 0.7 Abwesenheit 117.7 23.5 61 paralleler Abschnitt -Vorliegende Erfindung
    4 (1) 0.9 Abwesenheit - - - - Vorliegende Erfindung
    5 (1) 1.0 Abwesenheit - - - - Vorliegende Erfindung
    21 (1) 1.2 Abwesenheit 187.7 21.2 52.4 paralleler Abschnitt VergleichsBeispiel
    22 (1) 1.6 Abwesenheit 16.8 27.2 62.1 paralleler Abschnitt VergleichsBeispiel
    23 (1) 1.0 Abwesenheit - - - - VergleichsBeispiel
    24 (1) 2.3 Abwesenheit - - - - VergleichsBeispiel
    * 1. Das Lösungsglühen vor der Auslagerung erfolgt bei 930°C×1 h, Luftkühlung.
    * 2. „-“ steht für ,nicht getestet‘
  • Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass die Nummern 1 bis 5, deren Zusammensetzungen im Rahmen der vorliegenden Erfindung liegen, eine Brucheinschnürung von 50% oder mehr aufweisen, wenn sie bei einem Raumtemperatur-Zugtest im lösungs-glühbehandelten Zustand brechen, und eine bessere Formbarkeit aufweisen. Nummer 22 bis 24 der Vergleichsbeispiele zeigen ebenfalls eine günstige Brucheinschnürung, aber Nr. 21 weist weniger als 50% Brucheinschnürung auf und hat eine verschlechterte Formbarkeit, verglichen mit den Legierungen, deren Zusammensetzung im Rahmen der vorliegenden Erfindung liegen. Da eine große Menge Nb enthalten ist, ist vor der Auslagerung vermutlich eine große Menge der intermetallischen Verbindung, welche Si, Nb und Ni enthält, in dem Korn vorhanden, weshalb die Einschnürung verringert wurde.
  • Wie in den Tabellen 4 bis 7 gezeigt, wurde bestätigt, dass in allen Legierungen Nr. 1 bis 5 der vorliegenden Erfindung die Matrixstruktur eine Austenitphase (γ-Phase) ist, wobei die intermetallische Verbindung eine große Menge an Si, Nb enthält und Ni an der Austenitkorngrenze diskontinuierlich an der Korngrenze ausgefällt wird, die γ‘-Phase mit einem Durchmesser von 50 nm oder kleiner im Austenitkorn fein ausgefällt wird, und die γ‘-Phase eine größere Konzentration an Al, Ti, B, Nb und Ni als die der in Tabelle 1 aufgeführten Legierungen enthält. Beispielhaft sind für die Legierung Nr. 3 der vorliegenden Erfindung, bei der die Bedingungen der Auslagerung variiert wurden, in Tabelle 5 Analysewerte der Komponenten der ausgeschiedenen Phase an der Korngrenze, Analysewerte der Komponenten der γ‘-Phase (fein ausgefällte Phase im Korn) und der mittlere Durchmesser der γ‘-Phase angegeben; die Gesamtmenge an Si, Nb und Ni in der ausgeschiedenen Phase an der Korngrenze beträgt 36% oder mehr. Zusätzlich werden Ni, Al, Ti und Nb in der γ‘-Phase so konzentriert, dass sie in einer größeren Menge als in der Legierung vorliegen, und der durchschnittliche Durchmesser beträgt 50 nm oder weniger.
  • Zusätzlich, wie in Tabelle 5 gezeigt, wird die Legierung Nr. 3 der vorliegenden Erfindung, für die die Auslagerung unter der Bedingung (4) durchgeführt wurde, anfangs bei 720°C über 8 Stunden behandelt, die dritte Behandlung erfolgte bei 600 °C über 50 Stunden, dementsprechend betrug der mittlere kreisäquivalente Durchmesser der γ‘-Phase 10,4 nm. Der mittlere kreisäquivalente Durchmesser der γ‘-Phase war viel kleiner als der bei Bedingung (1), bei der keine abschließende Auslagerung bei 600°C für 50 Stunden durchgeführt wurde, und ergab einen mittleren kreisäquivalenten Durchmesser, der mit dem der Bedingung (5) vergleichbar war.
  • Aus dem Ergebnis ist ersichtlich, dass die Bedingungen der abschließend durchgeführten Auslagerung die Größe der γ‘-Phase im Austenitkorn stark beeinflussen.
  • Da andererseits die Vergleichslegierung Nr. 23 eine große Menge Ni enthielt, war die Feststofflöslichkeit der intermetallischen Verbindung hoch und die intermetallische Verbindung, die Si, Nb und Ni enthielt, wurde an der Korngrenze nicht ausreichend ausgeschieden. Zusätzlich ist in der Vergleichslegierung Nr. 24 eine große Menge an Al enthalten, die Menge der ausgefällten γ‘-Phase nimmt zu und das Gleichgewicht der Matrixzusammensetzung kollabiert. Da die Matrix zur Martensitstruktur (α‘-Phase) deformiert ist, nimmt der Wärmeausdehnungskoeffizient stark zu.
  • Da in den Legierungen der vorliegenden Erfindung und den Vergleichslegierungen mit Ausnahme von Nr. 21 der Wert von Al + Ti + Nb gleich oder größer als der spezifizierte untere Grenzwert ist, erreicht die Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und 550° C 780 MPa bzw. 600 MPa. Da in der Vergleichslegierung Nr. 21 der Wert von Al + Ti + Nb den spezifizierten oberen Grenzwert überschreitet, nimmt der Betrag der Ausscheidungshärtung zu, während andererseits die Duktilität verschlechtert wird. Der Wert der Einschnürung ist niedriger als der der erfindungsgemäßen Legierungen.
  • Außerdem zeigen die erfindungsgemäßen Legierungen eine maximale Zunahme der Oxidmenge von 1,3 mg/cm2 nach 100-stündigem Erhitzen auf 600 °C an der Atmosphäre. Insbesondere in den Legierungen Nr. 3 bis 5 der vorliegenden Erfindung, die Cr enthalten, ist die Zunahme der Oxidmenge gering und die Oxidationsbeständigkeit ist vorteilhaft. Da in der Vergleichslegierung Nr. 22 die Menge an Nb größer ist als in der erfindungsgemäßen Legierung Nr. 1, nimmt die Oxidmenge stark zu und die Oxidationsbeständigkeit ist ungünstig. Auf der anderen Seite ist in der Vergleichslegierung Nr. 24, in der die Matrixstruktur eine Martensitstruktur ist, die Zunahme der Oxidmenge hoch und die Oxidationsbeständigkeit ist ungünstig. Alle Legierungen, für die der Verbundbruchtest durchgeführt wurde, enthalten Si. Die intermetallische Verbindung, die Si, Nb und Ni enthält, bedeckt diskontinuierlich die Korngrenze. Es ist möglich, den interkristallinen Bruch aufgrund von Oxidation an der Korngrenze zu unterdrücken. Daher zeigt der parallele Abschnitt 10% oder mehr Dehnung und bricht danach. Dementsprechend kann man erkennen, dass die Kerbempfindlichkeit niedrig ist.
  • Industrielle Anwendbarkeit
  • Wie beschrieben, ist es unter Verwendung der erfindungsgemäßen Legierungen möglich, einen großen Gussblock ohne Bedenken hinsichtlich Makroseigerung herzustellen. Die erfindungsgemäßen Legierungen können in einem lösungsgeglühten Zustand geformt werden. Wenn die Auslagerung in geeigneter Weise durchgeführt wird, kann man einen geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten, eine hohe Zugfestigkeit von Raumtemperatur bis zu einer hohen Temperatur, eine günstige Oxidationsbeständigkeit und eine gute Kriechduktilität erhalten. Daher ist es für den Fall, dass die erfindungsgemäße Legierung für Anwendungen verwendet wird, wie ein großes Gasturbinenteil, ein mit Keramik, Glas oder dergleichen verbundenes Teil, ein mit einem Hartmetall verbundenes Teil, und dergleichen, möglich, einen kleinen Abstand zwischen Teilen in einem Bereich von Raumtemperatur bis zu hoher Temperatur beizubehalten, und es ist möglich, eine relativ günstige Oxidationsbeständigkeit und eine stabile hohe Festigkeit zu erhalten, wodurch eine höhere Zuverlässigkeit erreicht wird.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
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Claims (8)

  1. Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung, enthaltend in Masse-% 0,1% oder weniger C, 0,1% bis 1,0% Si, 1,0% oder weniger Mn, 25% bis 32% Ni, mehr als 18% und weniger als 24% Co, mehr als 0,25% und 1,0% oder weniger Al, 0,5% bis 1,5% Ti, mehr als 2,1% und weniger als 3,0% Nb, 0,001 % bis 0,01% B, 0,0005 % bis 0,01% Mg, als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, worin gilt: Mg/S ≥ 1 52,9% ≤ 1,235Ni + Co < 55,8%, 3,5% oder mehr und weniger als 5,5% an Al+Ti+Nb, und ein Absolutwert von F von 8% oder weniger, wobei sich der F-Wert wie folgt berechnet: F-Wert = 0,0014 Ni + 0,6 Co - 6,8 Al + 7,6 Ti - 5,3 Nb - 0,11 Fe, wobei eine körnige intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze einer Austenitmatrix ausgeschieden ist, und die Superlegierung mit niedriger Wärmeausdehnung eine Struktur aufweist, in der eine intermetallische Verbindung, die eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als die Legierung und einen durchschnittlichen Durchmesser von 50 nm oder weniger aufweist, in der Austenitmatrix ausgeschieden ist.
  2. Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung gemäß Anspruch 1 mit einer Zusammensetzung enthaltend in Masse-% 0,05% oder weniger C, 0,2% bis 0,7% Si, 0,5% oder weniger Mn, 26% bis 29% Ni, mehr als 18% und 22% oder weniger Co, 0,3% bis 0,6% Al, 0,6% oder mehr und weniger als 1,2% Ti, 2,5% oder mehr und weniger als 3,0% Nb, 0,001% bis 0,01% B, 0,0005% bis 0,01% Mg, als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, worin gilt: Mg/S ≥ 1, 52,9% ≤ 1,235Ni + Co <55,8%, 3,5% bis 4,7% an Al + Ti + Nb und ein Absolutwert von F von 6% oder weniger, wobei sich der F-Wert wie folgt berechnet: F-Wert = 0,0014 Ni + 0,6 Co - 6,8 Al + 7,6 Ti - 5,3 Nb - 0,11 Fe.
  3. Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung gemäß Anspruch 1 oder 2, weiterhin enthaltend in Masse-% 0,1% oder mehr und weniger als 1,7% Cr.
  4. Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung gemäß Anspruch 1 oder 2, weiterhin enthaltend in Masse-% 0,4% bis 1,6% Cr.
  5. Superlegierung mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Brucheinschnürung im Raumtemperatur-Zugtest in einem lösungsgeglühten Zustand der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung 50% oder höher ist.
  6. Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient bei 30 °C bis 500 °C in einem ausgelagerten Zustand 8,1 × 10-6/°C oder weniger beträgt, die Zugfestigkeit bei Raumtemperatur 780 MPa oder höher ist, die Zugfestigkeit bei 550 °C 600 MPa oder höher ist, im kombinierten Zeitstandversuch unter einer Belastung von 510 MPa bei 650 °C ein paralleler Abschnitt der Probe reißt und die Bruchdehnung 10% oder mehr beträgt, im Oxidationstest bei 600 °C an der Atmosphäre über 100 Stunden sich kein Oxidfilm ablöst, und die Zunahme der Oxidmenge 1,3 mg/cm2 oder weniger beträgt.
  7. Verfahren zum Herstellen einer Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung und der Zusammensetzung der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei man: durch Vakuuminduktionsschmelzen der Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung einen Gussblock erhält; mit dem Gussblock einmalig oder mehrfach eine Warmverformung durchführt; ein Lösungsglühen bei 850 °C bis 1080 °C durchführt; mindestens einmalig eine Auslagerung durchführt, wobei man bei 580° C bis 700 °C über 8 bis 100 Stunden hält; eine körnige intermetallische Verbindung, die eines oder mehrere der Elemente Si, Nb und Ni allein oder in einer Gesamtmenge von 36 Masse-% oder mehr enthält, an der Korngrenze einer Austenitmatrix ausscheiden lässt; und eine intermetallischen Verbindung, die eine größere Konzentration von Ni, Al, Ti und Nb als die Legierung und einen mittleren Durchmesser von 50 nm oder weniger aufweist, in der Austenitmatrix ausscheiden lässt.
  8. Verfahren zur Herstellung einer Superlegierung mit geringer Wärmeausdehnung nach Anspruch 7, bei dem man außerdem ein Elektroschlacke-Umschmelzen und/oder Vakuum-Lichtbogenumschmelzen nach dem Vakuuminduktionsschmelzen durchführt, um einen Gussblock herzustellen.
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