DE1133566B

DE1133566B - Process for the production of objects from Nií¬Crí¬Coí¬Al alloys

Info

Publication number: DE1133566B
Application number: DEM19230A
Authority: DE
Inventors: Walter Betteridge; Arthur William Franklin; Ronald Alfred Smith
Original assignee: Mond Nickel Co Ltd
Current assignee: Mond Nickel Co Ltd
Priority date: 1952-07-09
Filing date: 1953-07-07
Publication date: 1962-07-19

Description

Verfahren zum Herstellen von Gegenständen aus Ni-Cr-Co-Al-Legierungen Von Legierungen, aus denen Gegenstände gefertigt werden sollen, die bei hohen Temperaturen eine hohe Festigkeit aufweisen müssen, wird auch Korrosionsbeständigkeit bei hohen Temperaturen und. hohe Kriechfestigkeit verlangt. Gewöhnlich werden für solche Zwecke Legierungen verwendet, die im wesentlichen aus Nickel, Chrom und Kobalt bestehen und ferner Aluminium und Titan enthalten, die mit einem Teil des Nickels eine ausscheidbare Phase bilden.Process for making articles from Ni-Cr-Co-Al alloys Of alloys from which objects are to be made that operate at high temperatures Must have high strength, will also be corrosion resistance at high Temperatures and. high creep resistance is required. Usually used for such purposes Alloys are used, which consist essentially of nickel, chromium and cobalt and further including aluminum and titanium which have a precipitable relationship with a portion of the nickel Form phase.

Damit die genannten Legierungen hohe Kriechfestigkeitswerte annehmen, werden sie einer Wärm behandlung unterzogen. Es. ist bekannt, diese Wärmebehandlung in zwei Stufen durchzuführen, derart, daß die Legierung zunächst einer vorzugsweise mehrere Stunden dauernden Lösungsglühung bei Temperaturen oberhalb 1000° C unterworfen wird, der nach dem Abkühlen an Luft eine ebenfalls langdauernde Glühung im Bereich von etwa 600 bis 850°C zum Zwecke des Au.sscheidungshärtens nachfolgt.So that the alloys mentioned have high creep resistance values, they are subjected to a heat treatment. It. is known this heat treatment to be carried out in two stages, so that the alloy is initially one preferably subjected to solution heat treatment at temperatures above 1000 ° C for several hours which, after cooling in air, also has a long-lasting annealing in the area from about 600 to 850 ° C for the purpose of precipitation hardening.

Es ist auch schon vorgeschlagen worden, den Legierungen dadurch eine erhöhte Kriechfestigkeit zu verleihen, daß eine dritte Glühbehandlung zwischen die Lösungserhitzung und die Glühung bei 600 bis 850° C eingeschaltet wird. Bei diesem dreistufigen Wärmebehandlungsverfahren wird die Temperatur der Zwischenglühung so gewählt, daß sich die Ausscheidung der Härtungsphase vollzieht. Die Zwischenglühungstemperatur muß demnach unterhalb der Lösungstemperatur der Härtungsphase liegen. Das mit diesem bekannten dreistufigen Wärmebehandlungsverfahren erzielbare Zeitstandverhalten hochwarmfester Legierungen der genannten Art erfüllt nicht die heutzutage erheblich gestiegenen Anforderungen.It has also already been proposed to give the alloys a To give increased creep resistance that a third annealing treatment between the Solution heating and annealing at 600 to 850 ° C is switched on. With this one three-stage heat treatment process, the temperature of the intermediate annealing is so chosen that the precipitation of the hardening phase takes place. The intermediate annealing temperature must therefore be below the solution temperature of the hardening phase. About this one known three-stage heat treatment process achievable creep behavior of high heat resistance Alloys of the type mentioned do not meet the nowadays significantly increased Requirements.

Es ist für die genannten warmfesten Legierungen ferner eine dreistufige Wärmebehandlung bekanntgeworden, die darin besteht, daß der Werkstoff zunächst lösungsgeglüht, dann in heißem Zustand warmverformt, 1 Stunde lang bei etwa 1050° C zwischengeglüht und anschließend einer Glühung zur Ausscheidungshärtung bei 700 bis 800° C unterzogen wird. Durch die Warmverformung vor dem Zwischenglühen wird der Werkstoff feinkörnig. Ein verbessertes Zeitstandverhahen ist nicht angestrebt und wird auch nicht erzielt.It is also a three-stage process for the above-mentioned heat-resistant alloys Heat treatment has become known, which consists in that the material is initially solution annealed, then thermoformed in the hot state, intermediate annealing for 1 hour at about 1050 ° C and then subjected to precipitation hardening annealing at 700 to 800 ° C will. The material becomes fine-grained as a result of the hot deformation before intermediate annealing. An improved creep behavior is not aimed for and will not be achieved either.

Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß eine erhebliche Verbesserung der Kriechfestigkeit der Legierungen erzielt werden kann, wenn die Temperatur der Zwischenglühung so hoch gewählt wird, daß eine merkliche Ausscheidung der Härtungsphase mit der ungefähren Zusammensetzung Ni. (Ti, Al) nicht stattfinden kann, sondern lediglich Metallkarbide sich an den Korngrenzen abscheiden. Weiterhin hat der Erfinder erkannt, daß die dreistufige Wärmebehandlung nur dann eine die Kriechfestigkeit wesentlich steigernde Wirkung erzielen läßt, wenn die Warmformgebung ausschließlich vor der Wärmebehandlung durchgeführt wird.The invention is based on the recognition that a considerable improvement the creep resistance of the alloys can be achieved when the temperature of the Intermediate annealing is chosen so high that a noticeable precipitation of the hardening phase with the approximate composition Ni. (Ti, Al) can not take place, but only metal carbides are deposited at the grain boundaries. Furthermore, the inventor recognized that the three-stage heat treatment only increases the creep resistance can achieve a significantly increasing effect if the hot forming exclusively before the heat treatment is carried out.

Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen von Gegenständen, insbesondere von Gasturbinenschaufeln, aus Ni-Cr-Co-Al-Legierungen mit 15 bis 25% Chrom, 5 bis 40 % Kobalt, 0 bis 0,2% Kohlenstoff, 1,5 bis 2,5'% Aluminium, 2,8 bis 4% Titan, 0 bis 10% Eisen, 0 bis 1% Mangan, 0 bis 1,5% Silizium, 0 bis 5,1/o Molybdän, 0 bis 5% Wolfram, 0 bis 1% Niob und/oder Tontal, 0 bis 0,2°/o Zirkon, 0 bis 0,01.% Bor, Rest Nickel, die nach der Formgebung einem Lösungsglühen, einer Zwischenerhitzung und einer Ausscheidungshärtung unterworfen werden, worauf die Gegenstände erforderlichenfalls durch eine mechanische, die Wirkung der Wärmebehandlung nicht beeinflussende Bearbeitung ihre endgültige Form erhalten, ist dadurch gekennzeichnet, daß die Zwischenerhitzung während zumindest 4 Stunden bei einer Temperatur von 1000 bis 1100° C erfolgt.The inventive method for manufacturing objects, in particular of gas turbine blades, made of Ni-Cr-Co-Al alloys with 15 to 25% chromium, 5 to 40% cobalt, 0 to 0.2% carbon, 1.5 to 2.5% aluminum, 2.8 to 4% titanium, 0 to 10% iron, 0 to 1% manganese, 0 to 1.5% silicon, 0 to 5.1 / o molybdenum, 0 to 5% tungsten, 0 to 1% niobium and / or Tontal, 0 to 0.2% zircon, 0 to 0.01% boron, The remainder is nickel, which, after shaping, is solution heat treated, or intermediate heating and precipitation hardening, whereupon the articles are subjected, if necessary by mechanical processing that does not affect the effect of the heat treatment receive their final form is characterized by that the Intermediate heating for at least 4 hours at a temperature of 1000 to 1100 ° C takes place.

Die Lösungsglühung wird in bekannter Weise durchgeführt. Sie kann beispielsweise darin bestehen, daß die Legierung während 1/2 bis 12 Stunden bei 1150°C und dann '/4 bis 4 Stunden bei 1250'C gehalten wird. Dem Zwisehenerbitzen nach der Erfindung, das während mindestens 4 Stunden bei 1000 bis 1100°C durchgeführt wird, schließt sich die Ausscheidungshärtung an, die beispielsweise aus einer 16stündigen Erhitzung bei 700°C bestehen kann. Die Bildung der Härtungsphase Ni. (Ti, Al) geschieht also erst in der dritten Stufe der Wärmebehandlung. Zwischen den einzelnen Glühstufen können die Legierungen abgekühlt werden; die verschiedenen Stufen können aber auch ohne zwischenzeitliche Kühlung der Legierung einander unmittelbar folgen.The solution treatment is carried out in a known manner. It can, for example, consist in keeping the alloy at 1150 ° C. for 1/2 to 12 hours and then at 1250 ° C. for 1/4 to 4 hours. The intermediate picking according to the invention, which is carried out for at least 4 hours at 1000 to 1100 ° C, is followed by precipitation hardening, which can consist, for example, of heating at 700 ° C for 16 hours. The formation of the hardening phase Ni. (Ti, Al) therefore only takes place in the third stage of the heat treatment. The alloys can be cooled between the individual annealing stages; however, the various stages can also follow one another directly without intermediate cooling of the alloy.

Nach dem Beginn der Wärmebehandlung dürfen die Legierungen nicht mehr durch mechanische Belastung verformt oder sonst beansprucht werden. Einfaches Schleifen oder spanabhebendes Formen ist aber zulässig, da dabei keine Spannungen im Werkstück erzeugt werden. Der aus den Legierungen herzustellende Gegenstand muß also im wesentlichen fertig sein, bevor die Lösungserhitzung angewandt wird:. Als »Gegenstand« ist dabei aber nicht nur das endgültige Fertigteil, z. B. eine Turbinenschaufel, zu verstehen, sondern auch ein Barren, Streifen, Schmiede- oder Preßteil, aus dem das Fertigstück spanabhebend hergestellt werden kann.After the start of the heat treatment, the alloys may no longer be used deformed or otherwise stressed by mechanical stress. Easy sanding or metal-cutting shaping is permitted, as this does not involve any tension in the workpiece be generated. The object to be manufactured from the alloys must therefore essentially be ready before the solution heating is applied :. As an "object" is included but not only the final finished part, e.g. B. a turbine blade, to understand but also an ingot, strip, forging or pressed part from which the finished piece is made can be produced by machining.

Die wesentlich höhere Zeitstandfestigkeit und die merklich verringerte Kriechgeschwindigkeit bei höhen Temperaturen von nach der Erfindung wärmebehandelten Proben vergleichsweise zu in bekannter Weise zweistufig wärmebehandelten Proben aus derselben Legierung ergibt sich aus der nachfolgenden Tabelle 1. Die Zusammensetzung der Legierungen lag in einem Bereich um etwa 20% Chrom, 17% Kobalt, 3'% Titan, 201o Aluminium, 0,06% Kohlenstoff und 58% Nickel. Die Proben wurden einer Zeitstandprüfung durch Belastung mit 14 kg/mm2 bei einer Temperatur von 870° C unterzogen. Die zweistufig zu glühenden Proben wurden 8 Stunden lang bei 1080° C gehalten, dann an der Luft abgekühlt und anschließend 16 Stunden lang bei 700° C geglüht (Behandlung 1). Die nach der Erfindung zu erhitzenden Proben (Behandlung 1I) wurden 11/2 Stunden lang bei 1200°C geglüht, in einen anderen Ofen übergeführt und dort 8 Stunden lang bei 1080° C zwischengeglüht und ferner nach einer Luftabkühlung während 16 Stunden bei 700° C ausscheidungsgehärtet. Tabelle 1 Behandlung I Behandlung II Analyse Kriech- Zeit Kriech- Zeit geschwindigkeit bis zum ges chwindigkeit bis zum Bruch Bruch Co I Cr Ti I A1 I C (o/o/Stunde) (Stunden) (o/o/Stunde) (Stunden) 16,8 19,8 2,83 1,51 0,05 0,0068 68 0,0017 114 18,2 19,9 2,78 1,51 0,05 0,0056 76 0,0022 167 17,7 19,7 3;04 1,90 0,06 0,0074 89 0,0040 114 17,0 19;5 3,06 2,14 0,05 0,0067 110 0,0066 159 17,2 20,2 2,74 1,71 0,07 0;0054 69 0;0026 135 Die Wichtigkeit einer hohen Temperatur von 1000 bis 1100° C beim Zwischenglühen nach der 45 Erfindung ist in der folgendem. Tabelle 2 gezeigt: Die Ergebnisse sind unter den schon für Tabelle 1 gültigen Prüfbedingungen (14 kg/mm2 bei 870° C) gewonnen. Tabelle 2 Kriech- Zeit Zwischenglühstufe geschwindig- bis zum keit Bruch (o/o/Stunde) (Stunden) 8 Stunden bei 1080° C . . 0,0020 181 16 Stunden bei 10000 C . . 0,0034 134 16 Stunden bei 950° C ... 0,0105 81 16 Stunden bei 900° C ... 0,0100 44 Bei einer Zwischenglühtemperatur, die nur 50° C unterhalb der erfindungsgemäßen Mindesttemperatur (1000°C) lag, ergab sich eine rund dreimal größere Kriechgeschwindigkeit und eine erheblich verminderte Standzeit bis zum Bruch.The significantly higher creep rupture strength and the noticeably reduced creep rate at high temperatures of samples heat-treated according to the invention compared to samples of the same alloy heat-treated in two stages in a known manner is shown in Table 1 below. The composition of the alloys was around 20% chromium , 17% cobalt, 3% titanium, 20% aluminum, 0.06% carbon and 58% nickel. The samples were subjected to a creep test by loading with 14 kg / mm2 at a temperature of 870 ° C. The samples to be annealed in two stages were held at 1080 ° C. for 8 hours, then cooled in the air and then annealed at 700 ° C. for 16 hours (treatment 1). The samples to be heated according to the invention (treatment 1I) were annealed for 11/2 hours at 1200.degree. C., transferred to another furnace and intermediate annealed there for 8 hours at 1080.degree. C. and further after air cooling for 16 hours at 700.degree precipitation hardened. Table 1 Treatment I Treatment II Analysis of creep time Creep time speed until saturated chwindigkeit to Breakage breakage Co I Cr Ti I A1 IC (o / o / hour) (hours) (o / o / hour) (hours) 16.8 19.8 2.83 1.51 0.05 0.0068 68 0.0017 114 18.2 19.9 2.78 1.51 0.05 0.0056 76 0.0022 167 17.7 19.7 3; 04 1.90 0.06 0.0074 89 0.0040 114 17.0 19; 5 3.06 2.14 0.05 0.0067 110 0.0066 159 17.2 20.2 2.74 1.71 0.07 0; 0054 69 0; 0026 135 The importance of a high temperature of 1000 to 1100 ° C in the intermediate annealing according to the invention is as follows. Table 2 shows: The results are obtained under the test conditions already valid for Table 1 (14 kg / mm2 at 870 ° C). Table 2 Creep time Intermediate glow stage speed up to ability break (o / o / hour) (hours) 8 hours at 1080 ° C. . 0.0020 181 16 hours at 1000 ° C. . 0.0034 134 16 hours at 950 ° C ... 0.0105 81 16 hours at 900 ° C ... 0.0100 44 At an intermediate annealing temperature which was only 50 ° C. below the minimum temperature according to the invention (1000 ° C.), the creep speed was around three times greater and the service life before breakage was considerably reduced.

Es ist zweckmäßig, wenn für die Temperatur beim Lösungsglühen zeitweise, beispielsweise für 1/2 Stunde, ein Bereich von etwa 1200 bis 1250° C gewählt wird.It is useful if, for the temperature during solution heat treatment, for example for 1/2 hour, a range of about 1200 to 1250 ° C is selected.

Ist der Kohlenstoffgehalt größer als 0,1%, dann soll die Legierung aus dem Ofen für die Lösungsglühung möglichst unmittelbar in den Ofen für die Zwiechenglühung übergeführt werden; falls aber eine Abkühlung vorgenommen wird, dann sollte der Temperaturbereich um 950° C; beispielsweise der Bereich (950° C± 25° C), sehr schnell durchschritten werden.If the carbon content is greater than 0.1%, then the alloy should from the furnace for solution annealing as directly as possible into the furnace for intermediate annealing to be convicted; but if a cooling is carried out, then the Temperature range around 950 ° C; for example the range (950 ° C ± 25 ° C), very fast be traversed.

Die gemäß der Erfindung wärmebehandelten Legierungen eignen sich nach den vorstehenden Ergebnissen vorzüglich für Fertigteile, deren Arbeitstemperatur einen hohen Wert von z. B. 870° C hat. Derart hohe Betriebstemperaturen treten insbesondere bei Gasturbinenschaufeln vo Flugzeugmotoren auf.The alloys heat treated according to the invention are suitable the above results excellent for finished parts whose working temperature a high value of e.g. B. 870 ° C. Such high operating temperatures occur in particular in the case of gas turbine blades from aircraft engines.

Claims

PATENT CLAIM: Process for the manufacture of objects, in particular of gas turbine blades made of Ni-Cr-Co-Al alloys with 15 to 25% chromium, 5 to 40% cobalt, 0 to 0.2% carbon, 1.5 to 2.5% aluminum, 2.8 to 44 / o titanium, 0 to 1011 / o iron, 0 to -1-% manganese, 0 to 1.511 / o silicon, 0 up to 511 / o molybdenum, 0 to 511 / o tungsten, 0 to 1% niobium and / or tantalum, 0 to 0.211 / o Zircon, 0 to 0.0111 / a boron, remainder nickel, which after shaping, a solution heat treatment, subjected to reheating and precipitation hardening, whereupon the objects, if necessary, by a mechanical, the effect of heat treatment processing that does not affect its final shape, characterized in that that the reheating during. at least 4 hours at a temperature of 1000 to 1100 ° C takes place. Publications considered: German patent specification No. 824 396; Belgian patent specification No. 494 001.