DE1458563B1 - Verfahren zum Verbessern der Bruchfestigkeit einer Nioblegierung bei hohen Temperaturen - Google Patents
Verfahren zum Verbessern der Bruchfestigkeit einer Nioblegierung bei hohen TemperaturenInfo
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Description
Die Erfindung befaßt sich mit einem Verfahren zum Verbessern der Zeitstandfestigkeit bei hoher
Temperatur einer Nioblegierung, ohne gleichzeitig ihre Duktilität bei niedriger Temperatur und ihre
thermische Stabilität während der folgenden Verarbeitung, Behandlung oder des Einsatzes bei hohen
Temperaturen zu beeinträchtigen. Die Nioblegierung enthält Niob als Hauptbestandteil und Zusätze, die
ausreichen, um die Zeitstandfestigkeit elementaren Niobs bei hoher Temperatur zu verbessern. Der
Zusatz besteht im wesentlichen aus Hafnium und Wolfram, Molybdän und Mischungen aus diesen als
Mischkristallfestiger.
Die maximale Turbineneinlaßtemperatur ist derzeit das Hauptproblem in der Gasturbinentechnik. Bisher
standen als Legierungen für hohe Temperaturen Nickel- oder Kobaltsuperlegierungen zur Verfügung,
jedoch lag für kritische Konstruktionsteile die maximaleArbeitstemperaturzwischenetwa871undlO38°C.
Als Legierungsgrundlage zum Einsatz bei hoher Temperatur ist Niob vielversprechend, und seiner
Verwendung als Legierungsgrundlage für die An-Wendung bei hohen Temperaturen wurde großes
Interesse entgegengebracht. Niob ist weiter ein weicher, bildsamer, leicht verarbeitbarer Wirkstoff. Obwohl
seine Schmelztemperatur bei etwa 2416° C liegt, wird
reines Niob bei Temperaturen über 649° C für praktische Konstruktionszwecke zu schwach.
Um die gewünschte Festigkeit und Zeitstandeigenschäften
von Nioblegierungen zum Einsatz in Gasturbinen mit einer Arbeitstemperatur von 1204° C
zu erreichen, wird Niob durch einen Mischkristallfestiger verfestigt, der aus Wolfram, Molybdän oder
einer Mischung dieser Metalle besteht. Weitere Zusätze eines oder mehrerer Elemente wie beispielsweise
Tantal, Zirkonium, Vanadium und Beryllium, können gegenüber den einfachen binären oder ternären Legierungen
weitere Verbesserungen der Duktilität bei niedriger Temperatur, Dichtigkeit oder Festigkeit
bei hoher Temperatur erbringen.
Die Erfindung betrifft demnach ein Verfahren zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit einer Nioblegierung
bei hoher Temperatur ohne Beeinträchtigung ihrer Duktilität bei niedriger Temperatur und ihrer thermischen
Stabilität während einer anschließenden Verarbeitung oder während eines Einsatzes bei hohen
Temperaturen, wobei die Nioblegierung zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit des Niobs bei hoher Temperatur
aus 0,5 bis 10% Hafnium und 5 bis 30% Wolfram, 5 bis 25% Molybdän oder 10 bis 20% Wolfram und
2 bis 10% Molybdän sowie gegebenenfalls aus bis 40% Tantal und/oder jeweils 0,2 bis 5%, insgesamt
aber höchstens 10%, Zirkonium, Vanadium und/oder Beryllium, Rest Niob besteht. Es wurde bereits vorgeschlagen,
die Nioblegierung zum Verbessern ihrer Festigkeit zu erhitzen und ihre Querschnittsfläche
durch Verformen zu verringern. Um besonders gute Festigkeitswerte zu erzielen, sieht die Erfindung vor,
daß man die zuvor spannungsfrei geglühte Legierung in Barren od. dgl. auf mehr als 1 538 bis 1760°C
erhitzt und bei dieser Temperatur einer Warmverformung unterwirft, bei der die Querschnittsfläche
der Barren um 40 bis 90% der ursprünglichen Querschnittsfläche verringert und eine leichte bleibende
Kalthärtung in der Legierung erzielt wird.
Nioblegierungen, die in der soeben beschriebenen Weise behandelt worden sind, besitzen eine außerordentliche
Zeitstandfestigkeit bei hoher Temperatur, meßbare Duktilität bei Raumtemperatur und eine
angemessene Gefügestabilität bei hohen Temperatüren.
Die bei der erfindungsgemäßen Warmverformung bevorzugte Temperatur beträgt 1593 bis 17040C. Bei
der Durchführung des Verfahrens nach der Erfindung wird die Querschnittsfläche des Barrens bei der
Warmverformung bei 1593 bis 17040C vorzugsweise um 60 bis 70% ihrer anfänglichen Querschnittsfläche
verringert.
Als zweckmäßig hat sich herausgestellt, daß die erfindungsgemäß zu behandelnde Legierung 0,5 bis
5%, vorzugsweise 2 bis 3% Hafnium enthält.
Es ist weiter vorteilhaft, daß die erfindungsgemäß zu behandelnde Legierung 15 bis 25% Wolfram
oder 10 bis 20% Molybdän enthält.
Als besonders zweckmäßig hat sich erwiesen, daß die erfindungsgemäß zu behandelnde Legierung WoIfram
und Molybdän in einem Mischungsverhältnis von 3:1, bezogen auf das Gewicht, enthält und/oder
daß die Legierung zusätzlich 15 bis 40% Tantal aufweist.
Eine besonders wertvolle Legierung ergibt sich dann, wenn die erfindungsgemäß zu behandelnde
Legierung 5% Hafnium, 15% Wolfram, 5% Molybdän und 20% Tantal enthält.
Die folgenden zur Erläuterung der Erfindung dienenden Beispiele werden dargestellt, um die Wirkungen
des erfindungsgemäßen Verfahrens auf die Eigenschaften der mischkristallverfestigten, Hafnium
enthaltenden Nioblegierungen zu zeigen, wobei die den technischen Fortschritt aufzeigenden Beispiele
mit hafniumfreien Legierungen nicht zum Gegenstand der Erfindung zählen. Im einzelnen zeigen diese
Beispiele die erfindungsgemäßen Verarbeitungs- und Behandlungsverfahren derartiger Legierungen auf,
um durch die zusätzlichen Hafniumzusätze deutlich verbesserte Festigkeit zu erlangen.
Zum besseren Verständnis der folgenden Beispiele werden die Standardverfahren und -schritte bei der
Homogenisierungsschmelze, Fertigverarbeitung und Prüfung der in den Beispielen behandelten Legierungen
folgendermaßen angegeben und dabei der erfindungsgemäßen Fertigverarbeitung (2d) gegenübergestellt:
*' Homogenisierungsschmelzen
Chargen entsprechender Elemente wurden in einem gekühlten Kupfertiegel unter einem Druck von V3 Atmosphäre
äußerst reinen Heliums mittels eines mit einer Wolframelektrode erzeugten Lichtbogens geschmolzen.
Die Legierungen wurden 10- bis 15mal aufgeschmolzen, um mit Sicherheit eine entsprechende
Homogenisierung zu erreichen, und wurden schließlieh
in Barren mit 6,35 χ 1,9 χ 1,11 cm Abmessungen
gegossen.
Fertieverarbeitung
Vier verschiedene Fertigverarbeitungsverfahrenwurden
folgendermaßen benutzt:
a) Lichtbogenerschmolzene Gußbarren wurden spanabhebend bearbeitet und in dünne Wolframbleche eingehüllt und dann in genau passende Ausnehmungen von Stahljochen eingesetzt. Stahlabdeckplatten wurden aufgeschweißt, und die Anordnungen wurden auf etwa0,l Mikron Quecksilbersäule bei 982° C evakuiert und unter Vakuum abgedichtet. Die Anordnungen wurden dann
a) Lichtbogenerschmolzene Gußbarren wurden spanabhebend bearbeitet und in dünne Wolframbleche eingehüllt und dann in genau passende Ausnehmungen von Stahljochen eingesetzt. Stahlabdeckplatten wurden aufgeschweißt, und die Anordnungen wurden auf etwa0,l Mikron Quecksilbersäule bei 982° C evakuiert und unter Vakuum abgedichtet. Die Anordnungen wurden dann
bei 982° C gewalzt, um Legierungsstreifen von 1,016 mm Dicke zu erzeugen. Dies bewirkte etwa
eine 90%ige Verringerung der Querschnittsfläche und führte zu Legierungsstreifen mit etwa 90%
bleibender Verformung. Der Grad der bleibenden Kalthärtung war »sehr schwer«, und dieser
Zustand wird als »VH« bezeichnet.
b) Die Anordnungen wurden so wie unter a) oben angegeben vorbereitet, wurden jedoch bei 982° C
gewalzt, um nur etwa 75% Querschnittsverringerungen der Legierungsstreifen zu bewirken. Die
Legierungsstreifen wurden freigelegt, gesäubert und geglüht, um das Gefüge zu rekristallisieren
und so jeglichen bleibenden Kalthärtungseffekt zu beseitigen und ein »spannungsfreies« Gefüge
zu schaffen. Die Legierungsstreifen wurden dann bei niedrigen Temperaturen von 21 bis 260° C
gewalzt, um Gesamtquerschnittsverringerungen von 60 bis 70% zu erzielen. Infolge der niedrigen
Temperatur beim letzten Walzen wurde »schwere« Kalthärtung zurückbehalten, und dieser Zustand
ist mit »H« bezeichnet.
c) Die Legierungen wurden genau wie oben unter b) angegeben mit der Zwischenrekristallisationsglühung
behandelt. Die rekristallisierten Streifen wurden wiederum in entsprechend gestaltete
Stahlbacken (mit Molybdänfutter) eingekapselt, die Luft des Innenraums heiß evakuiert und das
Ganze auf 0,9 mm dicke Streifen bei 98213C mit
einer Gesamtquerschnittsverringerung von 60 bis 70% gewalzt. Wegen der Walztemperatur von
982° C und der Größe der erzielten Querschnittsverringerung war der Grad der bleibenden Kalthärtung
»mäßig«, und dieser Zustand ist als »M« bezeichnet.
d) Die Legierungen wurden ebenso wie unter b) mit der Zwischenrekristallisationsglühung behandelt.
Die rekristallisierten Streifen wurden in entsprechend gestaltete Molybdänjochdeckplattenanordnungen
eingehüllt, wobei der Verschluß durch Schweißung unter Argon durchgeführt wurde. Diese Anordnungen wurden bei Temperaturen
zwischen 1593 und 1704° C auf eine Endstreifendicke von 1,016 mm gewalzt, um eine
Querschnittsflächenverringerung von 60 bis 70% zu erzielen. Wegen der sehr hohen Fertigverarbeitungstemperaturen
ergab sich nur eine »leichte« bleibende Kalthärtung, und dieser Zustand ist mit »L« bezeichnet.
e) Anschließend an die Fertigverarbeitung wurden bei allen vier oben angegebenen Fertigbearbeitungsverfahren
die Legierungsstreifen konditioniert durch Schleifen im erforderlichen Umfang und durch Ausglühen während einer halben
Stunde bei 12040C, um jegliche unerwünschte
bleibende Spannung vor der mechanischen Prüfung zu beseitigen. Die normalen Blechproben
für den Zug- bzw. den Zeitstandversuch wurden aus diesen Legierungsstreifen hergestellt.
f) Obwohl der vorstehend angegebene halbstündige Glühvorgang bei allen geprüften Materialien
angewendet wurde und obwohl bei den gewünschten Kombinationen von Legierungszusammensetzung
und Spannungszustand der Proben dieser Legierungszusammensetzung und Spannungszustand
im Gefüge insbesondere bei den Legierungen mit den geringsten Zusätzen und/oder stärker verformten
Gefügen wahrscheinlich, daß merkliche Rekristallisation auftritt, wodurch die Materialeigenschaften
derartiger Legierungen oder Beispiele verschlechtert werden.
3. Prüfung
a) Die Rekristallisationstemperaturen der Prüfmaterialien wurden durch metallographische Untersuchung
von Proben bestimmt, die unter Vakuum 1 Stunde lang bei ausgewählten Temperaturen
geglüht worden waren. Die zur Einleitung der Rekristallisation erforderliche Temperatur ist der
wichtigste Wert bei der Betrachtung der Zeitstandfestigkeit von Legierungen. Bei den meisten
Legierungen der Beispiele war die für die Vollendung der Rekristallisation in einer Stunde erforderliche
Temperatur etwa 2200C höher als die für die Einleitung der Rekristallisation in einer
Stunde erforderliche Temperatur.
b) Dynamische Zugversuche bei Raumtemperatur wurden in hydraulisch arbeitenden Versuchsmaschinen mit Dehnungsgeschwindigkeiten von
0,005 mm pro Minute bis zu plastischen Verformungen geringfügig über 0,2% und danach
0,05 mm pro Millimeter pro Minute bis zum Bruch durchgeführt.
c) Zugversuche bei 12040C wurden durch progressive
statische Belastung derart durchgeführt, daß eine Dehnungsgeschwindigkeit von etwa
0,1 mm pro Millimeter pro Minute während der ganzen Prüfunggegeben war. Diese Prüfung wurde
in Vakuum durchgeführt.
d) Zeitstandversuche wurden in Vakuum besser als 1 Mikron Quecksilbersäule bei 12040C in herkömmlichen
Bruchlastreckvorrichtungen durchgeführt. Die Proben wurden in Tantalfolien eingehüllt,
um eine Verunreinigung der Legierungen durch in der Ofenatmosphäre verbliebenen Sauerstoff
zu verhüten. Die Ergebnisse der Zeitstandversuche wurden auf einen üblichen Zeitparameter
(100 Stunden) unter Benutzung des folgenden experimentell bestimmten Parameters extrapoliert:
Log (100 Stunden Zeitstandfestigkeit) = Log (angewendete Last) + 0,16 Log (Bruchzeit)
-0,32.
Wenn dieser Wert der Zeitstandfestigkeit mit dem zu erwartenden Wert für die Zeitstandfestigkeit
verglichen wird, der auf Grund der oben angegebenen Beziehung
σΙΟΟ (0,703 kp/mm2) = 2,5 + 1,29[C]
berechnet wurde, so ermöglicht dies eine Analyse der Wirkungen der zusätzlichen Elemente auf die
Zeitstandeigenschaften.
C ist die wirksame Atomkonzentration der die Mischkristallverfestigung bewirkenden Zusatzelemente
(W + Mo).
Die Werkstoffe für die Beispiele wurden gemäß den Vorgang eine erfolgreiche Behandlung zur Span- 65 oben angegebenen Verfahren vorbereitet und geprüft,
nungsbeseitigung ohne Rekristallisation ist (d. h. Eine tabellarische Darstellung der Versuchsergebnisse
unerwünschte bleibende Spannungen beseitigen der Beispiele zeigt die Errungenschaften der Erfindung
würde), ist es bei anderen Kombinationen von und ist in Tabelle 1 am Ende dieser Beschreibung
wiedergegeben. Zum besseren Verständnis der Merkmale der Erfindung werden die verschiedenen, die
Erfindung erläuternden Beispiele und die dem technischen Fortschritt durch Vergleich aufzeigenden,
nicht zum Gegenstand der Erfindung zählenden Beispiele im folgenden einzeln erläutert.
Beispiele Al bis A3
Die folgenden Legierungen, deren Teile in Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt sind, wurden
hergestellt und ausgewertet:
Gewichtsprozent | Atomprozent | |
Beispiel Al Niob |
85 15 |
91,8 |
Wolfram | 80 | 88,7 |
(Nb-15W) Beispiel A 2 Niob |
15 5 75 15 10 |
8,4 8,9 85,5 8,6 5,9 |
Wolfram | ||
Hafnium | ||
(Nb-15W-5Hf) Beispiel A3 Niob |
||
Wolfram ' | ||
Hafnium |
samer als bei dem 5%igen Zusatz, während die Duktilität verschlechtert wurde.
Bei den Zeitstandversuchen bei 12040C zeigt sich
sofort die Herabsetzung der Festigkeit durch die 5%ige Hafniumzugabe zur Nb-15W-Legierung (Beispiel
A 2). Während die stabilere Nb-15W-Legierung
(Beispiel Al) etwa den erwarteten Grad an Zeitstandfestigkeit zeigte, war die instabile Nb-15W-5Hf-Legierung
(Beispiel A 2) sehr viel schwächer als erwartet, wenn sie unter Zeit-Temperatur-Bedingungen
geprüft wurde, die eine Einleitung der Rekristallisation erlaubten. DieNb-15W-10Hf-Legierung (Beispiel A3),
bei der die Rekristallisation vor dem Belastungsbruchversuch gegeben war, zeigte verbesserte Zeitstandfestigkeit
im Vergleich zur Nb-15W-5Hf-Legierung (Beispiel A 2), diese lag jedoch noch geringfügig unter
den üblichen Grenzen (±5%) der erwarteten Zeitstandfestigkeit. Es wurde somit festgestellt, daß im
stark verformten Zustand Hafniumzugaben zu Nioblegierungen eindeutig keine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit
ergeben.
Beispiele Bl und B2
Die folgenden Legierungen, deren Anteile in Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt sind,
wurden vorbereitet und ausgewertet.
Alle Beispiele wurden fertig verarbeitet, um den Gefügezustand »H« zu erreichen. In diesem konstanten
Gefügezustand zeigt sich das Verhalten des Hafniums bei Rekristallisation; während die Rekristallisation
der Nb-15W-Legierung (Beispiel Al) bei 12040C in
einer Stunde nicht eingeleitet wurde (was ein Beweis für einen brauchbaren Grad an Gefügestabilität bei dieser
Temperatur ist), beseitigte die Zugabe von 5 Gewichtsprozent Hafnium (Beispiel A 2) diesen Grad von Gefügestabilität
bei 12040C, und die 10%ige Hafniumzugabe (Beispiel A3) minderte weiterhin die Gefügestabilität,
wie das aus den Rekristallisationstemperaturen in Tabelle 1 erkennbar ist. Wie zuvor beschrieben
worden ist, wurden alle Proben zur, nachfolgenden Bewertung der mechanischen Eigenschaften während
einer halben Stunde bei 12040C »spannungsfrei« geglüht.
Es wird als wahrscheinlich angesehen, daß diese Glühung nicht zu einer meßbaren Rekristallisation
bei der Nb-15W- (Beispiel Al) oder der Nb-15W-5Hf-(Beispiel
A 2) Legierung führt, möglicherweise jedoch eine merkliche Rekristallisation bei der
Nb-15W-10Hf-Legierung (Beispiel A3) bewirkte.
Zugversuche bei Raumtemperatur zeigten eine progressive Verfestigung, die dem Hafniumzusatz
zum Nb-15W zuzuschreiben ist. Es wurde keine nennenswerte Wirkung des Hafniums auf die Duktilität
bei Raumtemperatur beobachtet. Bei 12040C
erhöhte der 5%ige Hafniumzusatz zur Nb-ISW-Legierung
deutlich deren Festigkeit beim Kurzzeit-Zugversuch, ohne die Duktilität zu beeinträchtigen. Bei
10%igem Zusatz war Hafnium hinsichtlich der Kurzzeit-Zugfestigkeit jedoch zur Verfestigung nicht wirk-
Gewichtsprozent | Atomprozent | |
35 Beispiel Bl Niob |
65 20 15 60 20 15 5 |
78,4 12,4 9,2 74,6 12,8 9,4 3,2 |
Tantal | ||
Wolfram | ||
40 (Nb-20Ta-15W) Beispiel B 2 Niob |
||
Tantal | ||
45 Wolfram | ||
Hafnium | ||
Beispiel Bl wurde derart fertig verarbeitet, daß sich
eine »starke« Kalthärtung ergab, und Beispiel B 2 ■ wurde derart fertig verarbeitet, daß sich nur eine
»mäßige« Kalthärtung ergab. Der Unterschied im Gefügezustand infolge der Fertigverarbeitung reichte
aus, um die erwarteten schädlichen Wirkungen des Hafniums auf die Widerstandsfähigkeit gegen Rekristallisation
zu vermeiden. Die deutliche Erhöhung der Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und bei 1204° C,
die sich aus der 5%igen Hafniumzugabe zur Grundlegierung ergibt, wurde ohne bedeutende Wirkung auf
6c die Duktilität bei irgendeiner Temperatur erreicht.
Die Zeitstandversuche bei 12040C zeigten wieder,
daß die hafniumfreie Legierung Nb-20Ta-15W (Beispiel Bl) die erwartete Festigkeit erreicht. Ungeachtet
der angegebenen guten Gefügestabilität der Nb-20Ta-15W-5Hf-Legierung
(Beispiel B 2) im »mäßig« verformten Zustand wurde keine Verbesserung der Zeitstandfestigkeit
dieser Legierung durch das Hafnium beobachtet.
Beispiele Cl und C2
Nb-W-Legierungen mit Legierungszusätzen aus Vanadium und Hafnium, wobei die Legierungsteile in
Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt sind, wurden hergestellt und ausgewertet:
Gewichtsprozent | Atomprozent | |
Beispiel Cl Niob |
82 15 3 77 15 3 |
86,3 8,0 5,7 83,1 8,2 5,9 |
Wolfram | 5 | T Q |
Vanadium | ||
(Nb-15W-3V) Beispiel C 2 Niob |
||
Wolfram | ||
Vanadium | ||
Hafnium | ||
(Nb-15W-3V-5Hf) |
IO
Die Fertigverarbeitungsbedingungen führten zu einer bleibenden »mäßigen« Kalthärtung in jeder
Legierung. Ein Vergleich der Rekristallisationstemperaturen dieser Legierungen mit den ähnlicher,
vanadiumfreier Legierungen der Beispiele Al bis A3, wie sie in Tabelle 1 angegeben sind, zeigt die schädliche
Wirkung des Vanadiums und des Hafniums auf das Rekristallisationsverhalten, wenn man die Unterschiede
im Fertigverarbeitungsverfahren betrachtet.
Eine Untersuchung der Zugfestigkeits- und Zeitstandfestigkeitswerte bei Raumtemperatur und 1204° C
von Legierungen dieser Beispiele und ein Vergleich dieser Werte mit denjenigen der Legierungen der Beispiele
Al und A2 zeigt folgendes:
1. Sowohl Vanadium als auch Hafnium zeigen eine erhebliche Erhöhung der Festigkeit in Kurzzeit-Zugversuchen.
2. Entweder Vanadium oder der weniger starke Verarbeitungszustand bei der vorherigen Fertigverarbeitung
oder beide bewirken eine erhebliche Herabsetzung der Zugduktilität bei Raumtemperatur
(vgl. Beispiel Cl mit Beispiel Al und Beispiel C 2 mit Beispiel A 2 in Tabelle 1). Der wesentliche
Unterschied in der Duktilität bei Raumtemperatur zwischen den Beispielen Cl und C 2
ist wahrscheinlich nicht unmittelbar der Hafniumzugabe im Beispiel C 2 zuzuschreiben, sondern
eine Folge der Erhöhung der atomaren Konzentration des Wolframs und des Vanadiums im
Beispiel C 2 neben der Hafniumzugabe.
60
3. Mäßige Vanadiumzugaben sind etwas schädlich für die Zeitstandfestigkeit der Legierungen. Die
Daten der Beispiele Bl und B 2 bestätigen, daß die Hafniumzugabe im Beispiel C 2 die Zeitstandfestigkeit
der Legierungen nicht verbessert, bei deren Fertigverarbeitung eine »mäßige« Verarbeitung
angewendet wurde. Beispiele Dl bis D3
Bei den folgenden Legierungen sind die Anteile in Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt:
Niob
Wolfram
Molybdän
(Nb-15W-10Mo)
Niob
Tantal
Wolfram
Molybdän
(Nb^OTa-IS
Niob
Wolfram
Molybdän
(Nb-20 W-IO Mo)
Molybdän
(Nb-20 W-IO Mo)
Gewichtsprozent
75 15 10
55 20 15 10
70 20 10
Atomprozent
81,3
8,2
10,5
66,6
12,5
9,2
11,7
77,9 11,3 10,8
Diese Legierungen wurden alle derart fertig verarbeitet, daß nur eine »leichte« bleibende Kalthärtung
erzielt wurde. Die kritischen Rekristallisationstemperaturen waren hoch und die Gefügestabilität dieser
Legierungen bei 12040C ausgezeichnet. Wegen der hohen Konzentration der die Mischkristallverfestigung
bewirkenden Zusatzelemente in diesen Beispielen erwartete man, daß sie alle bei Raumtemperatur
spröde sind, und dies wurde durch einen Versuch bestätigt.
Das auffallendste Merkmal der Legierungen dieser Beispiele ist, daß der Zustand der »leichten« Fertigverarbeitung
daher weder vorteilhaft noch schädlich ist für Nioblegierungen, die kein Hafnium enthalten.
Beispiele El bis E4
Die folgenden Legierungen, deren Gehalte in Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt sind,
wurden so verarbeitet, daß eine Kalthärtung gemäß der Darstellung in der untenstehenden Zusammenstellung
erzielt wurde, und wurden ausgewertet:
Gewichtsprozent | Atomprozent | |
Beispiele El und E2 Niob |
60 20 15 5 55 |
72,4 12,5 9,2 5,9 68,5 |
Tantal | 20 15 |
12,8 9,5 |
Wolfram | Ul Ul | 6,0 3,2 |
Molybdän | ||
(Nb-20Ta-15W-5Mo) Beispiele E 3 und E 4 Niob |
||
Tantal | ||
Wolfram | ||
Molybdän | ||
Hafnium | ||
(Nb^OTa-ISW-SMo- 5Hf) |
009544/123
Beispiel | Bleibende Härtung |
Legierung |
El E2 E3 E4 |
VH M VH L |
Nb-20Ta-15W-5Mo Nb-20Ta-15W-5Mo Nb-20Ta-l 5 W-5 Mo-5 Hf Nb-20Ta-l 5 W-5 Mo-5 Hf |
IO
20
Beide Grundlegierungen zeigten in allen Zustä Rekristallisationstemperaturen, die eine zumindest
annehmbare Gefügestabilität bei 12040C angaben. Die
Duktilität bei Raumtemperatur war sowohl durch die Hafniumzugabe als auch durch den vorherigen Fertigverarbeitungszustand
im wesentlichen nicht beeinträchtigt. Beim »VH«-Fertigverarbeitungszustand ergab
die Hafniumzugabe eine geringe Erhöhung der Zugfestigkeit beim Versuch bei 12040C, jedoch ergab
sich überraschend und unerwartet eine geringe Abschwächung bei Raumtemperatur (was bei der beabsichtigten
Verwendung dieser Legierung von geringer Bedeutung ist). Der Zeitstandversuch bei 12040C
zeigte, daß dieser »VH«-Fertigverarbeitungszustand für die Zeitstandfestigkeit entschieden schädlich ist,
was auf eine Gefügeinstabilität hindeutet, und zwar ungeachtet der sich aus den beobachteten Rekristallisationstemperaturen
ergebenden gegenteiligen Hinweise. In diesem Gefügezustand sind Hafniumzugaben nicht besonders vorteilhaft.
Im »mäßigen« Fertigverarbeitungszustand konnte im Beispiel E 2 etwa der erwartete Wert der Zeitstandfestigkeit
erreicht werden. Die Beispiele Dl bis D 3 zeigen, daß der »leichte« Fertigverarbeitungszustand
die Zeitstandfestigkeit nicht nennenswert verbessert. Jedoch wurde gemäß dem unerwartet guten Ergebnis
der Erfindung eine deutliche (13%) Verbesserung der Zeitstandfestigkeit durch das Beispiel E 4 erreicht, bei
dem die Hafnium enthaltende Legierung »leicht« verformt war. Es ist weiterhin von wesentlicher Bedeutung,
daß diese Verbesserung ohne gleichzeitige Beeinträchtigung der Duktilität bei Raumtemperatur
erreicht wurde.
Beispiele Fl und F2
Die folgenden Legierungen, deren Bestandteile in Gewichtsprozent und Atomprozent ausgedrückt wurden,
wurden hergestellt und ausgewertet:
35
40 das Beispiel F 2 wurde derart fertigverarbeitet, daß ein
»leicht« kaltgehärteter Zustand erzeugt wurde. Beide Legierungen zeigten ausgezeichnete Gefügestabilität
bei 12040C, was durch ihre Rekristallisationstemperaturen
von 1371 bzw. 1427° C belegt wurde. Wie beim
Vergleich zwischen den Beispielen B 2 und Bl wurden die schädlichen Wirkungen des Hafniums auf das Rekristallisationsverhalten
durch den geringeren Grad der Fertigverarbeitung des Beispiels F 2 im Vergleich zum Beispiel Fl verdeckt. Die Zugfestigkeiten der
irkfegierungen der Beispiele F bei Raumtemperatur
stimmten im allgemeinen mit den Erwartungen überein, die sich auf den Legierungsgehalt und das frühere
Fertigverarbeitungsverfahren gründeten. Ungeachtet ihrer Unterschiede in der Fertigverarbeitung zeigten
die Beispiele Fl und F 2 etwa gleiche Duktilität bei Raumtemperatur.
Die »mäßig« verarbeitete, hafniumfreie Legierung des Beispiels Fl zeigte die erwartete Zeitstandfestigkeit
bei 1204° C. In guter Übereinstimmung mit den Beispielen El bis E 3 und dem unerwartet vorteilhaften
Ergebnis der Erfindung zeigte die »leicht« verarbeitete, Hafnium enthaltende Legierung des Beispiels F 2 jedoch
eine bedeutende Erhöhung (11 %) der 100-Stunden-Zeitstandfestigkeit
bei 12040C. In Übereinstimmung mit der Erfindung wurde diese Verbesserung
wieder ohne schädliche Wirkung auf die Duktilität bei niedriger Temperatur erreicht.
Eine Legierung mit der folgenden Zusammensetzung (Gewichtsprozent und Atomprozent) wurde
derart verarbeitet, daß eine leichte Kalthärtung erzielt wurde, und ausgewertet:
Gewichts prozent |
Atomprozent | |
Beispiel G Niob |
54,5 20 15 5 3 2,5 |
64,7 12,3 9,1 5,8 6,5 1,6 |
Tantal | ||
Wolfram Molybdän Vanadium Hafnium (Nb-20Ta-15W-5Mo- 3V-2,5Hf) |
Gewichtsprozent
Niob 77,8
Wolfram 16,7
Molybdän 5,5
(Nb-16,7 W-5,5 Mo)
Beispiel F 2
Beispiel F 2
Niob 72,8
Wolfram 16,7
Molybdän 5,5
Hafnium 5
(Nb-16,7 W-5,5 Mo-5Hf)
Das Beispiel Fl wurde derart fertigverarbeitet, daß ein »mäßig« kaltgehärteter Zustand erzielt wurde, und
Atomprozent 5° Wegen der gleichzeitigen Zusätze von 15 W, 5Mo
und 3 V erwartete man keine meßbare Duktilität bei
Raumtemperatur. Bei der Prüfung zeigte die Legierung dieses Beispiels jedoch eine meßbare Duktilität
bei Raumtemperatur, und zwar bei einer Festigkeit, die viel größer als die der »mäßig« verarbeiteten niedriger
legierten Legierung des Beispiels C 2 war, das etwa die gleiche Duktilität bei Raumtemperatur zeigte.
Die Zeitstandfestigkeit bei 12040C war bei dieser
Legierung deutlich größer (11%) als erwartet, was wieder ein Beweis für die deutliche Verbesserung der
Zeitstandfestigkeit ist, die den Hafniumzusätzen zuzuschreiben ist, wenn die Legierungen erfindungsgemäß
fertigverarbeitet werden.
Die obigen Beispiele beweisen in Übereinstimmung mit der Erfindung, daß Hafnium ein sehr nützlicher
Verfestigungszusatz zu Nioblegierungen für Konstruktionszwecke ist, wenn diese nach dem Verfahren
gemäß der Erfindung behandelt werden. Im einzelnen
85,0
9,2
5,8
9,2
5,8
81,6
9,5
6,0
2,9
9,5
6,0
2,9
IO
15
20
zeigen die Beispiele die folgenden Eigenheiten der Erfindung:
1. Wenn man Hafnium in Mengen bis zu 10 Gewichtsprozent zu Nioblegierungen für Konstruktionszwecke
beigibt, so erhöht es die Kurzzeit-Zugfestigkeit dieser Legierungen, ohne deren Duktilität bei niedriger Temperatur nennenswert
herabzuzusetzen. Die besten Ergebnisse werden erzielt, wenn die Hafniumzusätze im Bereich von
0,5 bis 5 Gewichtsprozent liegen.
2. Hafniumzusätze sind zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit von Konstruktionslegierungen bei
Temperaturen von etwa 12040C nicht besonders
erwünscht, wenn diese derart verarbeitet werden, daß mindestens mäßige Grade von bleibender
Kalthärtung zurückbehalten werden.
3. Wenn Legierungen mit zusätzlichen Hafniumzusätzen bis zu 10 Gewichtsprozent unter den
erfindungsgemäßen Bedingungen fertig verarbeitet werden, die eine leichte bleibende Kalthärtung
bewirken, so zeigen sie eine deutlich verbesserte Zeitstandfestigkeit bis zu mindestens etwa 1204° C;
diese verbesserte Warmfestigkeit wird ohne Beeinträchtigung der Duktilität bei niedriger Temperatur
erreicht. Darüber hinaus zeigen hafniumfreie Legierungen, die unter diesen Bedingungen
fertig verarbeitet wurden, nicht die Festigkeitsverbesserung, die für sonst ähnliche hafniumhaltige
Legierungen charakteristisch sind.
4. Die erfindungsgemäße Fertigverarbeitung bei Temperaturen von mehr als 1538 bis 17600C
vermittelt hafniumhaltigen Nioblegierungen ungewöhnlich hohe Zeitstandfestigkeiten, ohne daß
diese von einer Minderung der Eigenschaften bei niedriger Temperatur begleitet werden.
Es wurde bereits erwähnt, daß Hafnium wegen seiner reaktiven Natur zusätzlich zur normalen Mischkristallverfestigung
eine Verfestigung infolge seiner Affinität für Zwischengitterelemente, wie etwa Kohlenstoff,
Sauerstoff und Stickstoff, erzielen kann, sei es daß diese als bewußte Zusätze oder unbeabsichtigt
30
35 oder als Verunreinigungen in den Legierungen vorhanden sind. Die Erlangung besserer Eigenschaften
von richtig verarbeiteten, Hafnium enthaltenden Legierungen gemäß der hier dargestellten erfindungsgemäßen
Lehre kann das Ergebnis entweder einer normalen Mischkristallverfestigung oder einer Verfestigung
infolge einer Wechselwirkung zwischen Hafnium und entsprechenden Zwischengitterelementen
oder das Ergebnis einer Kombination dieser Mechanismen sein. Man kann annehmen, daß die
wünschenswerten Herstellungsbedingungen (Temperaturen von mehr als 1538 bis 1760° C) die Möglichkeiten
beider Verfestigungsmechanismen erhöhen.
Aus der obigen Beschreibung der Erfindung wird offenbar, daß die Schlüsselparameter zur Erzielung
des nützlichen Ergebnisses der Erfindung die Verformungstemperatur die Größe der Endquerschnittsverringerung
sind, welche einem zuvor rekristallisierten spannungsfreien Metallgefüge erteilt wird, und in
diesem Sinne ist ein »spannungsfreies Gefüge« z. B. auch das Gußgefüge der erfindungsgemäß zu behandelnden
hafniumhaltigen Legierungen.
Einer der wichtigsten Vorteile der Erfindung wird dadurch erreicht, daß einem rekristallisierten, spannungsfreien
Gefüge eine Endverformung geeigneter Größe bei geeigneter Temperatur erteilt wird und daß
der spannungsfreie Zustand in der behandelten Legierungsprobe jederzeit durch Anwendung einer Glühbehandlung
zur Rekristallisation erreicht werden kann. Die Erfindung bietet große Flexibilität in der
Art, wie die Endverformungsparameter auf die Legierungen abgestimmt werden. In einigen Fällen kann
es vorzuziehen sein, die gewünschte Größe und Temperatur der Endverformung in einer Stufe aufzubringen.
In anderen Fällen kann es erwünscht sein, die Aufbringung der gewünschten Menge der Endverformung
in zwei, drei oder mehr Stufen zu unterteilen. Bei der Durchführung der Erfindung ist es ohne
Bedeutung, ob die Verformung oder Querschnittsverringerung durch Walzen oder Strangpressen, durch
Recken, Schmieden, Pressen, durch Drahtziehen oder irgendein anderes Verarbeitungsverfahren erzielt wird.
Verformungszustand und Eigenschaften Mechanische Eigenschaften bei Raumtemperatur (Zugversuch dynamisch)
Beispiel | Anteil C der Misch kristall verfestigungs- zusatzelemente |
Verformungs zustand0) |
Rekristallisations temperatur*) 0C |
0,2%-Grenze kg/mm2 |
Zerreiß festigkeit kg/mm2 |
Dehnung % |
Querschnitts verringerung % |
Al | 8,2 | H | 1232 | 55,5 | 68,2 | 22 | 50 |
A2 | 8,4 | H | 1177 | 61,2 | 74,5 | 17 | 70 |
A3 | 8,6 | H | 1121 | 66,8 | 78,8 | 19 | 49 |
Bl | 9,2 | H | 1232 | 67,5 | 69,6 | 1 | 3 |
B2 | 9,4 | M | 1288 | 76,7 | 77,3 | 0 | 3 |
Cl | 8,0 | M | 1204 | 59,1 | 75,8 | 12 | 10 |
C2 | 8,2 | M | 1177 | 73,0 | 87,9 | 2 | 0 |
Dl | 17,1 | . L | 1427 | nicht untersucht | |||
D2 | 19,1 | L | 1482 | — | 121,9 | 0 | 0 |
D3 | 20,4 | L | 1538 | nicht untersucht | |||
El | 14,2 | VH | 1288 | 91,4 | 100,0 | 2 | 10 |
E2 | 14,2 | M | 1343 | 72,5 | 99,9 | 3 | 12 |
E3 | 14,6 | VH | 1260 | 81,5 | 97,8 | 3 | 14 |
") VH = sehr große bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 90% bei 982°C;
H = große bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 60% bei einer Temperatur von 2600C;
M = mäßige bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 60% bei 982" C;
L = geringe bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 60% bei 1593 bis 17040C.
h) Temperatur zur Einleitung der Rekristallisation in einer Stunde.
Fortsetzung
Beispiel | Anteil C der Misch- kristallverfestigungs- zusatzelemente |
Verformungs zustand'1) |
Rekristallisations temperatur'') C |
0,2%-Grenze kg/mm2 |
Zerreiß festigkeit kg/mm2 |
Dehnung % |
Querschnitts verringerung % |
E4 Fl F2 G |
14,6 14,1 14,6 14,0 |
L M L L |
1427 1371 1427 nicht untersucht |
90,0 87,2 81,0 98,4 |
103,0 100,0 95,0 107,5 |
2 2 3 1 |
9 4 10 4 |
°) M = mäßige bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 60% bei 982° C:
L = geringe bleibende Kaltverformung, Querschnittsverringerung um 60% bei 1593 bis 1704° C.
h) Temperatur zur Einleitung der Rekristallisation in einer Stunde.
Mechanische l· · |
Eigenschaften | Dehnung | Bean spruchung |
Bruchzeit in Stunden |
Plastische Dehnung |
Zeitabstandverhalten bei 12040C | Geschätzte 100-Stunden- Zeitstandfestigkeit |
Abweichung der | % |
bei izut <„ (Zugversuch statisch) |
% | kg/mm2 | % | kg/mm2'') | Schätzung von der erwarteten 100-Stunden- Zeitstandfestigkeit |
-1 | |||
Zerreißfestigkeit | 21 | 10,5 | 41 | 44 | Geschätzte 100-Stunden- Zeitstandfestigkei |
9,20 | kg/mm2 · 100 | -29 | |
kg/mm2 | 20 | 9,1 | 28 | . 42 | kg/mm2c) | 9,35 | -6 | -7 | |
21,8 | 4 | 12,7 | 11 | 46 | 9,14 | 9,57 | -275 | 0 | |
30,9 | 10 | 10,5 | 77 | 53 | 6,60 | 10,10 | -64 | -7 | |
29,5 | 16 | 14,1 | 9 | 65 | 8,93 | 10,25 | 0 | -6 | |
24,6 | 49 | 10,5 | 25 | 56 | 10,10 | 9,00 | -69 | -10 | |
46,4 | 30 | 12,0 | 10 | 75 | 9,56 | 9,20 | -56 | 0 | |
26,7 | 21,1 | 29 | 38 | 8,44 | 17,30 | -90 | +2 | ||
35,2 | 21,1 | 62 | 40 | 8,30 | 19,10 | 0 | -1 | ||
Nicht untersucht | 21,1 | 74 | 40 | 17,30 | • 20,20 | + 50 | -29 | ||
" desgl. | 14 | 21,1 | 1,8 | 30 | 19,60 | 14,60 | -10 | + 5 | |
desgl. | 15 | 19,0 | 27 | 22 | 20,10 | 14,60 | -350 | -29 | |
40,8 | 22 | 19,0 | 3,2 | 50 | 11.10 | 14,95 | -80 | + 13 | |
38,0 | 19,0 | 48 | 3Q | 15,40 | 14,95 | -425 | +V2 | ||
45,0 | 19,0 | 20 | 42 | 10,70 | 14,60 | + 190 | + 11 | ||
Nicht untersucht | 21,1 | 23 | 35 | 16,85 | 14,95 | + 10 | + 11 | ||
desgl. | 19,0 | 34 | 20 | 14,70 | 14,40 | + 170 | |||
desgl. | 16,65 | + 155 | |||||||
desgl. | 15,95 | ||||||||
c) Geschätzt aus: log ama = log ahe„harMr, + 0,16 log the„hachM - 0,32.
d) Vom Parameter <tioo (kp/cm2) = 176 + 90,7 (Atomprozent Wolfram + 0,85 Atomprozent Molybdän) = 176 + 90,7 ■ C.
Claims (9)
1. Verfahren zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit einer Nioblegierung bei hoher Temperatur
ohne Beeinträchtigung ihrer Duktilität bei niedriger Temperatur und ihrer thermischen Stabilität
während einer anschließenden Verarbeitung oder während eines Einsatzes bei hohen Temperaturen,
wobei die Nioblegierung zur Erhöhung der Zeitstandfestigkeit des Niobs bei hoher Temperatur
aus 0,5 bis 10% Hafnium und 5 bis"30°/o Wolfram, 5 bis 25% Molybdän oder 10 bis 20% Wolfram
und 2 bis 10% Molybdän sowie gegebenenfalls aus bis 40% Tantal und/oder jeweils 0^'bis 5%,
insgesamt aber höchstens 10%, Zirkonium, Vanadium und/oder Beryllium, Rest Niob besteht und
die Nioblegierung erhitzt und ihre Querschnitts- · fläche durch Verformung verringert wird, dadurch
gekennzeichnet, daß die zuvor
spannungsfrei geglühte Legierung in Barrenform od. dgl. auf mehrmals 1538 bis 17600C erhitzt und
bei dieser Temperatur einer Warmverformung unterworfen wird, bei der die Querschnittsfläche
der Barren um 40 bis 90% der ursprünglichen Querschnittsfiäche verringert und eine leichte
bleibende Kalthärtung in der Legierung erzielt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmverformung bei 1593
bis 17040C vorgenommen wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß bei der Warmverformung eine
Querschnittsverringerung von 60 bis 70% der ,ursprünglichen Querschnittsfläche bewirkt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die zu behandelnde
Legierung 0,5 bis 5%, vorzugsweise 2 bis 3% Hafnium enthält.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die zu behandelnde
Legierung 15 bis 25% Wolfram enthält.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die zu behandelnde
Legierung 10 bis 20% Molybdän enthält.
7. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die zu
behandelnde Legierung Wolfram und Molybdän in einem Mischungsverhältnis von 3:1, bezogen
auf das Gewicht, enthält.
8. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die zu
behandelnde Legierung 15 bis 40% Tantal enthält.
9. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die zu
behandelnde Legierung 5% Hafnium, 15% Wolfram, 5% Molybdän und 20% Tantal enthält.
009 544/123
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