DE1558521B2 - Verwendung einer nickel-chromknetlegierung als superplastischer werkstoff - Google Patents

Verwendung einer nickel-chromknetlegierung als superplastischer werkstoff

Info

Publication number
DE1558521B2
DE1558521B2 DE19671558521 DE1558521A DE1558521B2 DE 1558521 B2 DE1558521 B2 DE 1558521B2 DE 19671558521 DE19671558521 DE 19671558521 DE 1558521 A DE1558521 A DE 1558521A DE 1558521 B2 DE1558521 B2 DE 1558521B2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
alloy
obis
chromium
content
titanium
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
DE19671558521
Other languages
English (en)
Other versions
DE1558521C3 (de
DE1558521A1 (de
Inventor
Robert Cameron Ringwood N J Hayden Howard Wayne Suffern N Y Mithahsin John Raymond North Caldwell Essex N J BroDhy Jere Hall Suffern N Y Gibson, (V St A ) C22c 29 00
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Inco Ltd
Original Assignee
Inco Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Inco Ltd filed Critical Inco Ltd
Publication of DE1558521A1 publication Critical patent/DE1558521A1/de
Publication of DE1558521B2 publication Critical patent/DE1558521B2/de
Application granted granted Critical
Publication of DE1558521C3 publication Critical patent/DE1558521C3/de
Expired legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/052—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 40%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
    • C22C27/06—Alloys based on chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S420/00—Alloys or metallic compositions
    • Y10S420/902—Superplastic

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
  • Paints Or Removers (AREA)

Description

(A)
(B)
(C)
(E)
(F)
(G)
59,8
53,5
54,4
Cr
15
39,8
36,5
27,7
55
55
45,2
für den Zweck nach Anspruch 1.
12. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 11 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Nickel- und Chromgehalte jedoch innerhalb des geschlossenen Polygonzuges liegen, dessen Eckpunkte durch die folgenden Koordinaten festgelegt sind:
59,8
53,5
54,7
Cr
39,8
36,5
27,7
32
44,9
35
40
für den Zweck nach Anspruch 1.
13. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 8, 11 und 12 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die jedoch 1 bis 2% Titan, 0,1 bis 1,5% Aluminium bei einem Gesamtgehalt an Aluminium und Titan von 2,5 bis 3,5% und höchstens 30% Eisen enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.
14. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 8, 11 und 12 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die jedoch 34 bis 43% Chrom, 7 bis 34% Eisen, 0,55 bis 2,5% Titan einschließlich mindestens 0,36% nichtkarbidisches Titan, 0 bis 0,08% Kohlenstoff und 0 bis 1,4% Aluminium bei einem Verhältnis von Titan zu Aluminium von mindestens 1,5 :1 enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.
15. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1 für den Zweck nach Anspruch 1 mit der Maßgabe, daß die Verwendung in einer plastischen Verformung bei 815 bis 10950C besteht.
16. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefiige nach Anspruch 1 für den Zweck nach Anspruch 15 mit der Maßgabe, daß die Verwendung in einer plastischen Verformung mit einer Zugdehnung von mindestens 150% besteht.
17. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1 für den Zweck nach Anspruch 15 mit der Maßgabe, daß die Verwendung in einer Gesenkverformung besteht.
18. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, für den Zweck nach Anspruch 17 mit der Maßgabe, daß die Verwendung in einer Verformung unter Einfluß eines Flüssigkeitsdrucks besteht.
19. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, für den Zweck nach Anspruch 15 mit der Maßgabe, daß zunächst ein Hohlkörper hergestellt wird und zur plastischen Verformung ein Flüssigkeitsdruck auf die Innenfläche des Hohlkörpers einwirkt.
20. Verfahren zur Herstellung eines Gefüges der in Anspruch 1 angegebenen Art in Legierungen der in den Ansprüchen 1 bis 14 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im Existenzbereich der reinen y-Phase homogenisiert, auf oder durch den Temperaturbereich, in dem a- und γ- Phase nebeneinander bestehen, abgekühlt und schließlich bei der gleichen Temperatur rekristallisiert wird mit der Maßgabe, daß die Legierung mindestens vom Beginn der Ausscheidung der α-Phase an bereits während der Abkühlung plastisch verformt wird.
21. Verfahren zur Herstellung eines Gefüges der in Anspruch 1 angegebenen Art in Legierungen der in den Ansprüchen 1 bis 14 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im Existenzbereich der reinen y-Phase homogenisiert, danach abgeschreckt, kaltverformt und schließlich in dem Temperaturbereich, in dem α- und y-Phase nebeneinander bestehen, rekristallisiert wird.
Nickel-Chrom-Legierungen mit oder ohne Eisen werden in großem Maßstab für Gegenstände verwendet, die eine hohe Zugfestigkeit und Härte bei Raumtemperatur sowie eine gute Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit besitzen müssen. Im allgemeinen sind diese Legierungen jedoch nur schwer warmverformbar, was als notwendige Begleiterscheinung einer hohen Zugfestigkeit bei hohen Temperaturen gilt, jedoch ein Nachteil ist, wenn eine gute Warmfestigkeit nicht erforderlich ist.
Das System Nickel — Chrom ist aus Hansen (»Constitution of Binary Alloys«, 1958, S. 541 bis 546) bekannt. Des weiteren gehört nach der deutschen Auslegeschrift 1 096 040 eine Nickel-Chrom-Legierung mit 4 bis 30% Chrom, 0 bis 55% Kobalt, 0 bis 40% Eisen, bis 0,5% Kohlenstoff, 0 bis 20% Molybdän, bis 5% Wolfram, 0 bis 1% Niob und/oder Tantal, bis 1% Mangan, bis 2% Silizium, 0,01 bis 0,2% Zirkonium, 0,5 bis 8% Titan, 0,3 bis 8% Aluminium und 0,001 bis 0,01% Bor, Rest mindestens 40% Nickel zum Stande der Technik.
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht nun darin, einen Werkstoff zu schaffen, der sich als superplastischer Werkstoff mit einer Bruchdehnung von mindestens 150% bei 98O°C bei einer konstanten Dehngeschwindigkeit von mindestens 0,16 cm pro Zentimeter ursprünglicher Länge und pro Minute eignet. Unter Superplastizität ist die Fähigkeit eines Werkstoffs zu extremer Dehnung bei der Zugverformung zu verstehen. Superplastische Legierungen, die Zugspannungen bei bestimmter Dehnungsgeschwindigkeit und hohen Temperaturen unterworfen werden, besitzen eine Dehnung, die dem Zwei-, Drei- oder auch Zehnfachen ihrer ursprünglichen Länge entspricht. Als superplastische Legierungen waren bislang nur Legierungen mit geringer Festigkeit und niedrigem Schmelzpunkt, wie beispielsweise Blei-, Zinn- und Aluminium-Zink-Legierungen, bekannt, während Superplastizität bei Nickel-Chrom-Legierungen bisher unbekannt war. Zwar zeigen Nickel-Chrom-Legierungen bei Belastung mit einem sehr langsamen metallurgischen Kriechen manchmal Dehnungswerte bis 100% über sehr lange Zeiten, doch unterscheidet sich diese Eigenschaft deutlich von dem wesentlich schnelleren Verfahren der superplastischen Dehnung.
Die Erfindung basiert auf der überraschenden Feststellung, daß bestimmten Nickel-Chrom-Legierungen, die bis zu 55% Eisen enthalten können, ein ungewöhnlich feinkörniges Gefüge verliehen werden kann, das zu einer leichteren Verformbarkeit bzw. einer Verformung bei hohen Temperaturen von beispielsweise 925 bis 980° C führt, ohne daß die hohe Festigkeit und Härte bei Raumtemperatur und Ubergangstemperaturen sowie die·'Korrosionsbeständigkeit verlorengehen. Hiervon ausgehend besteht die Lösung der vorerwähnten Aufgabe in dem Vorschlag, eine Nickel-Chrom-Legierung zu verwenden, die mindestens 19% Nickel und höchstens 55% Chrom enthält und deren Chromgehalt der Gleichung
(% Cr) g 68,9 - 0,435 (% Ni)
(1)
40
genügt, wobei 2 bis 70% α-Phase in der y-Phase mit der Maßgabe ausgeschieden sind, daß die mittlere Korngröße der y-Phase unter 12 Mikron und die der α-Phase nicht über 10 Mikron liegt.
Nickelgehalte bis 10% können durch gleiche Gehalte an Kobalt ersetzt werden, das in bezug auf die verschiedenen Bedingungen als Teil des Nickels betrachtet wird. Vorzugsweise übersteigt der Kobaltgehalt jedoch 1% nicht. Der Chrom- und der Nickelgehalt müssen außerdem so aufeinander abgestimmt werden, daß der Chromgehalt die Löslichkeit für Chrom im Gefüge der Legierung bei 980° C um mindestens 2% übersteigt. Die Löslichkeit für Chrom steigt nach dem ternären System Nickel — Chrom — Eisen bei 980° C mit steigendem Nickelgehalt, so daß bei höheren Nickelgehalten in bezug auf die vorerwähnte Bedingung auch höhere Chromgehalte erforderlich sind. Bei Anwesenheit von bis zu 2,5% Titan muß die im Hinblick auf das Zweiphasen-Gefüge erforderliche Chrommenge jedoch verringert werden, so daß die erfindungsgemäße Legierung vorzugsweise 0,1 bis 2,5% Titan oder besser noch 0,2 bis 2,5% Titan enthält. Die Abhängigkeit des kleinsten Chromgehaltes vom Nickel- und freien, d. h. nichtkarbidischen Titangehalt, der durch den Ausdruck (% Ti) - 4 (% C) wiedergegeben wird, kann in Form zweier linearer Beziehungen ausgedrückt werden, die geraden Linien im ternären System Nickel — Chrom — Eisen entsprechen und die Nickelachse bei einem Nickelgehalt von 53,5% schneiden, so daß die erfindungsgemäße Legierung bei Nickelgehalten bis 53,5% vorzugsweise einen Chromgehalt besitzt, der der Beziehung: h
(% Cr) ^ 0,253 (% Ni) + 22,9
— 1,5 (% nichtkarbidisches Ti
- 0,36)
(2)
entspricht. Für die Legierung mit einem 53,5% übersteigenden Nickelgehalt lautet die Beziehung:
(% Cr) ^ 0,550 (% Ni) + 7,0
— 1,5 (% nichtkarbidisches Ti
- 0,36).
(3)
Die bevorzugten Chromgehalte ergeben sich für titanfreie Legierungen ebenfalls aus den vorgenannten Beziehungen, indem für das nichtkarbidische Titan Null gesetzt wird.
Das Gefüge der erfindungsgemäß zu verwendenden Legierung besteht im superplastischen Zustand bei (Γ Raumtemperatur im wesentlichen aus einer feinkörni- ' gen Gamma-Phase des Systems Nickel — Chrom — Eisen sowie kleinen Teilchen der Alpha-Phase, die an den Korngrenzen verteilt sind. Dabei besteht die Gamma-Phase aus einer festen, kubisch flächenzentrierten Nickel-Chrom-Lösung mit oder ohne Eisen, während 'die Alpha-Phase aus einer chromreichen festen, kubisch raumzentrischen Lösung besteht, die Nickel mit oder ohne Eisen enthält und gelegentlich als Alpha-Chrom bezeichnet wird. Bei der superplastischen Legierung muß die Menge der Alpha-Phase mindestens 2 bis 70%, vorzugsweise mindestens 5%, besser jedoch mindestens 10%, betragen. Die durchschnittliche Korngröße der Gamma-Körner sollte so klein wie möglich sein und in jedem Falle unter 12 Mikron liegen oder höchstens 10 Mikron, vorzugsweise aber höchstens 3 Mikron betragen. Der durchschnittliche Querschnitt der Alpha-Teilchen sollte ebenfalls nicht über 10 Mikron liegen und vorzugsweise nicht größer als 5 Mikron oder gar 3 Mikron betragen, obgleich eine geringe Menge größerer Alpha-Körner ohne nachteilige Auswirkun- '·. gen vorhanden sein kann. Das Zweiphasen-Mikrogefüge, das im wesentlichen aus einer Gamma- und einer Alpha-Phase der vorbeschriebenen Feinheit besteht, wird nachfolgend als ultrafeinkörniges Gamma-Mikrogefüge bezeichnet. Bei einigen Legierungen, die Aluminium und Titan enthalten, kann die Gamma-Phase des Gamma-Alpha-Mikrogefüges bei Raumtemperatur auch die primäre Gamma-Phase Ni3 (Ti, Al) enthalten, die in den Gamma-Körnern ausgeschieden ist. Diese Phase wird jedoch im wesentlichen oder vollständig gelöst, wenn die Legierung auf 980° C erhitzt wird. Es können auch andere Phasen in geringen Mengen bei Raumtemperatur oder erhöhten Temperaturen vorliegen, einschließlich Karbid-, Eta-, Laves- und Karbonitrid-Phasen. Die Gesamtmenge all dieser Phasen mit Ausnahme der Gamma- und der Alpha-Phase darf jedoch 2% nicht übersteigen.
Vorzugsweise wird der Mindestgehalt an Chrom für Nickelgehalte bis 53,5% nach der folgenden Gleichung bestimmt:
(%Ct) > 0,253 (% Ni) + 22,9 - 1,2
(% nichtkarbidisches Ti - 0,36)
sowie für 53,5% übersteigende Nickelgehalte:
(% Cr) > 0,550 (% Ni) + 7,0 - 1,2
(% nichtkarbidisches Ti - 0,36).
Die sich aus den vorstehenden Bedingungen' ergebenden höheren Chromgehalte gewährleisten einen größeren Anteil Alpha-Phase im ultrafeinkörnigen Mikrogefüge.
Die Warmzähigkeit der Legierung wird außerdem durch bis 0,1% Magnesium, bis 0,1% Zirkonium, bis 0,05% Kalzium und bis 0,015% Bor einzeln oder nebeneinander verbessert. Geeignete Gehalte dieser Elemente liegen bei 0,001 bis 0,05% Magnesium, 0,001 bis 0,04% Zirkonium, 0,001 bis 0,03% Kalzium und 0,001 bis 0,012% Bor. Titan und Magnesium wirken sich besonders günstig hinsichtlich der Verbesserung der Warmverformbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung aus. Außerdem besitzt Titan noch den Vorteil, daß seine Anwesenheit die Bildung von Bruchstellen im Mikrogefüge während der superplastischen Dehnung verhindert, so daß die Dehnung in einem scheinbar viskosen Zustand stattfindet, bis der Probenquerschnitt beim Bruch um nahezu 100% reduziert worden ist.
Die Legierung kann außerdem bis 0,1%, beispielsweise 0,005 bis 0,08% Kohlenstoff, 0 bis 2,5% Niob und 0 bis 4% Tantal enthalten, wobei die Bedingung (% Nb) + 0,5 (% Ta) < 2,5 erfüllt sein muß, sowie 0 bis 1,5% Aluminium, 0 bis 3% Molybdän und 0 bis 1,5% Wolfram, wobei die Bedingung (% Mo) + 0,5 (% W) < 3% erfüllt sein muß und 0 bis 0,5% Silizium, 0 bis 0,5% Mangan, 0 bis 1% Beryllium, 0 bis 3% Kupfer sowie 0 bis 0,2% Vanadium enthalten, wobei der Gesamtgehalt der vorerwähnten Elemente 7%, vorzugsweise 3%, nicht übersteigt. Von den genannten Elementen verbessert Niob die Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und führt zu einer sauberen Schmelze bei Erschmelzen der Legierung in Luft, während Kupfer die Korrosionsbeständigkeit in chlorhaltigen Medien verbessert. Geringe Gehalte an Aluminium bis zu 0,4% eignen sich zur Desoxydation und machen in größeren Gehalten die Legierung aushärtbar, obgleich Aluminium auch die Warmzähigkeit beeinträchtigt. Enthält die Legierung Aluminium, so sollte der Gesamtgehalt an Titan und Aluminium 3,5% nicht übersteigen und liegt vorzugsweise bei höchstens 3%. Molybdän und Wolfram verbessern innerhalb der angegebenen Gehaltsgrenze die Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit der Legierung bei Raumtemperatur.
Der Legierungsrest besteht, abgesehen von den vorerwähnten Elementen, bis zu 55% aus Eisen. Eisen verbessert die Warmzähigkeit der Legierung, so daß diese vorzugsweise mindestens 7% Eisen enthält, insbesondere bei Legierungen, die kein Titan oder Magnesium enthalten und warmgeschmiedet oder -gewalzt werden müssen. Vorzugsweise übersteigt der Eisengehalt jedoch 30% nicht.
Legierungen mit 1 bis 2% Titan und 0,5 bis 1,5% Aluminium bei einem Gesamtgehalt an Titan und Aluminium von 2,5 bis 3,5% und Chromgehalten entsprechend den Gleichungen (1), (2) und (3) sowie mit höchstens 30% Eisen können bei 565 bis 815° C zur Erhöhung ihrer Zugfestigkeit bei Raumtemperatur auf beträchtlich hohe Werte von beispielsweise 140 kp/ mm2 bei nur geringem Duktilitätsverlust ausgehärtet werden.
Zu den erfindungsgemäß zu verwendenden Legierungen gehören auch solche mit 24,5 bis 55% Chrom, die den Bedingungen (1), (2) und (3) genügen und Titan, Magnesium, Zirkonium, Kalzium und Bor als Plastifizierungselemente einzeln oder nebeneinander enthalten. Die Legierungen, die 0,1 bis 2,5% Titan enthalten, besitzen eine besonders vorteilhafte Kombination der technologischen Eigenschaften unter Einschluß einer guten Warmzähigkeit, Warmverformbarkeit und metallurgischer Gleichmäßigkeit bei der superplastischen Verformung, sofern sie ein ultrafeinkörniges Alpha-Gamma-Zweiphasengefüge der oben näher beschriebenen Art besitzen. Noch vorteilhafter ist es, wenn die Legierung mindestens 0,36% nicht karbidisches Titan enthält und die Gehalte an Nickel und Chrom innerhalb der Fläche ABCEFGA in F i g. 1 der Zeichnung liegen. In diesem Diagramm entsprechen die Linien AB und BC den Bedingungen (3) und (2) für einen Titangehalt von 0,36%, während die Linie CE einem Nickelgehalt von 19%, die Linie EF 55% Chrom, die Linie FG der Bedingung (1) und die Linie GA der Beziehung (% Ni) + (% Cr) = 99,6 entsprechen. Innerhalb dieser Gehaltsgrenzen besitzt die erfindungsgemäß verwandte Legierung eine besonders vorteilhafte Zugfestigkeit von beispielsweise 91,4 kp/ mm2 und mehr bei Raumtemperatur sowie eine hohe Korrosionsbeständigkeit. Legierungen mit mindestens 0,36% Titan besitzen vorzugsweise Nickel- und Chromgehalte, die auf oder links von der Linie DH der F i g. 1 und innerhalb des Feldes ABCDHA liegen. Die Linie DH entspricht der Beziehung:
(% Cr) = 0,361 (% Ni) + 25,1
und dem maximalen Chromgehalt, der im wesentlichen vollständig von der Gamma-Phase beim Lösungsglühen der Legierung bei Temperaturen von 1205° C und mehr gelöst werden kann. Bei einer nachfolgenden Behandlung der Legierungen mit Nickel- und Chromgehalten innerhalb des Feldes ABCDHA zur Erzeugung eines ultrafeinkörnigen Alpha-Gamma-Zweiphasengefüges besitzen diese Legierungen isotrope mechanische Eigenschaften. Diese Legierungen können nach einem Wasserabschrecken von der Temperatur des Lösungsglühens zur Erzeugung eines einphasigen Gamma-Gefüges kaltverformt werden.
Unter den erfindungsgemäß zu verwendenden Legierungen besitzen diejenigen mit 34 bis 43% Chrom, die den Bedingungen (2) und (3) genügen, und 7 bis 34% Eisen, 0 bis 0,08% Kohlenstoff, 0,55 bis 2,5% Titan sowie mit (% Ti) - 4 (% C) > 0,36 und 0 bis 1,4% Aluminium bei einem Verhältnis von Titan zu Aluminium von mindestens 1,5 :1 Rest Nickel eine außerordentlich hohe superplastische Dehnung von im allgemeinen mindestens 500% bei einer konstanten Dehnungsgeschwindigkeit von 0,16 cm/cm/min bei 980°C, sofern sie ein ultrafeinkörniges Gamma-Alpha-Mikrogefüge besitzen.
Das ultrafeinkörnige Zweiphasen-Mikrogefüge kann durch ein Verfahren hervorgerufen werden, das aus der Kombination einer Wärmebehandlung und einer plastischen Verformung besteht Dieses Verfahren beruht auf der bekannten Tatsache, daß eine plastisch verformte Legierung rekristallisiert, wenn sie auf oder über eine Temperatur erhitzt wird, die von ihrer Zusammensetzung und in gewissem Maße auch vom Grad der plastischen Verformung abhängt. Die niedrigste Temperatur, bei der eine Rekristallisation
309 515/353
stattfindet, wird im allgemeinen als Rekristallisationstemperatur bezeichnet. Diese Temperatur liegt für die erfindungsgemäß verwandte Legierung im kaltverformten Zustand im allgemeinen bei etwa 595° C. Bei der Behandlung der erfindungsgemäß zu verwendenden Legierung scheidet sich die chromreiche Alpha-Phase bei der Rekristallisation der plastisch verformten Legierung oberhalb der Rekristallisationstemperatur aus. Allgemein gesprochen besteht die Behandlung der Legierung aus einer plastischen Verformung bei einer Temperatur im Zweiphasengebiet, wobei die Legierung ein Gamma-Gefüge besitzt, das in fester Lösung ausscheidbares Alpha-Chrom enthält, sowie aus einem Rekristallisieren innerhalb der Temperatur des Zweiphasen-Gebietes während oder nach der Verformung, um Teilchen der Alpha-Phase zwischen den Körnern der Gamma-Phase auszuscheiden. Es wurde festgestellt, daß die Rekristallisation der plastisch verformten Legierung die Bildung eines feinen Gamma-Korns gewährleistet, während die Ausscheidung der Alpha-Teilchen ein Kornwachstum bei der Ausscheidungstemperatur unterbindet und beide Faktoren dazu beitragen, daß sich ein ultrafeinkörniges Zweiphasengefüge bildet und beibehalten wird.
Es ist besonders wichtig, daß die Behandlung der Legierung so erfolgt, daß die Ausscheidung der Alpha-Phase nur in einem Gefüge erfolgt, das im Zweiphasengebiet plastisch verformt worden ist. Findet die Ausscheidung in einem Gefüge statt, das vorher nicht derart im Zweiphasengebiet verformt worden ist, wenn beispielsweise die lösungsgeglühte Legierung langsam auf eine Temperatur abgekühlt wird, bei der sich die Alpha-Phase ausscheidet oder abgeschreckt wird und dann auf eine solche Temperatur wiedererhitzt wird, erfolgt die Ausscheidung ohne Rekristallisation und ergibt sich ein verhältnismäßig grobes Mikrogefüge, das nicht die gewünschten superplastischen Eigenschaften besitzt.
Unter Berücksichtigung der vorerwähnten Faktoren kann die Behandlung der Legierung auf verschiedene Weise erfolgen. So kann die Legierung beispielsweise auf eine Temperatur gebracht werden, die hoch genug ist, einen wesentlichen Teil der Akpha-Phase zu lösen, beispielsweise auf 12050C oder darüber bis unterhalb des Schmelzbeginns der Legierung. Anschließend wird die Legierung plastisch verformt, während sie abkühlt auf und durch eine Temperatur, bei der die Alpha-Phase ausscheidet und die Rekristallisation stattfindet, beispielsweise auf 870° C oder auch darunter. Die plastische Verformung kann in üblicher Weise erfolgen, beispielsweise durch Strangpressen, Schmieden oder Walzen, sollte jedoch weit genug gehen, um das gewünschte feine Gamma-Korn während der Ausscheidung der Alpha-Phase beizubehalten. Nach dem Warmverformen kann die Legierung gegebenenfalls im Zweiphasen-Gebiet und oberhalb, der Rekristallisationstemperatur geglüht werden, um die Ausscheidung und Rekristallisation zu vervollständigen. Andererseits kann eine Legierung, deren gesamte Alpha-Phase gelöst ist, beispielsweise durch ein Abschrecken in Wasser schnell genug abgekühlt werden, um die gesamte oder im wesentlichen die gesamte Alpha-Phase in Lösung zu halten, anschließend kaltverformt und dann auf eine Temperatur gebracht werden, die für die Ausscheidung der Alpha-Phase und Rekristallisation ausreichend ist. Zu diesem Zwecke sollte die Legierung ebenso wie bei dem fakultativen zusätzlichen Glühen des zuvor beschriebenen Verfahrens nicht auf Temperaturen oberhalb des Zweiphasen-Gebietes erhitzt werden, da bei höheren Temperaturen, beispielsweise oberhalb etwa 98O°C, die Alpha-Phase dazu neigt, wieder in Lösung zu gehen und das Gefüge
■■!5 gröber wird. Bei geringeren Temperaturen, beispielsweise bei 870 bis 98O0C, besitzt das ultrafeinkörnige Gamma-Alpha-Gefüge eine gute Gefügestabilität für ausreichende Zeiträume von beispielsweise 0,5 bis 5 Stunden je nach Temperatur. Diese Gefügestabilität ermöglicht die Durchführung der Verformung, die ein Glühen innerhalb der angegebenen Zeiten und Temperaturen erfordert. Der Grad der Kaltverformung kann im Einzelfall unter Berücksichtigung der gewünschten Korngröße durch einfache Versuche in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung bestimmt werden; er beträgt vorzugsweise 30%.
Um ein feinstmögliches Gefüge der verformten Legierung zu erhalten, sollte das Lösungsglühen so durchgeführt werden, daß ein möglichst großer Anteil der Alpha-Phase in Lösung geht. Der ungelöste Teil der Alpha-Phase neigt zu einer Ausdehnung während der Verformung, insbesondere während der Warmverformung, so daß sich Schilfer bilden und die verformte Legierung anisotrop wird.
Um ein völlig gleichmäßiges Gefüge der verformten Legierung zu erhalten, ist es erforderlich, die gesamte bzw. im wesentlichen die gesamte Alpha-Phase vor der Erzeugung des ultrafeinkörnigen Zweiphasen-Gefüges zu lösen. Um dies zu erreichen, muß die Legierung eine entsprechende Zusammensetzung besitzen. Insbesondere sollten der Nickel- und der Chromgehalt so in Beziehung gesetzt werden, daß sie der Bedingung:
(% Cr) < 0,361 (% Ni) + 25,1
genügen. Wie bereits erwähnt, entspricht diese Bedingung einem Punkt, der jeweils auf oder links der Linie DH in F i g. 1 liegt, wobei besonders zufriedenstellende Legierungen für diesen Zweck mindestens 0,36% Titan enthalten und innerhalb des Feldes ABCDHA liegen.
F i g. 2 der Zeichnung stellt eine Gefügeaufnahme in lOOOfacher Vergrößerung dar und veranschaulicht das Mikrogefüge (nach einem Ätzen) einer Legierung mit 45,1% Nickel, 38,3% Chrom, 2% Titan, 1% Aluminium, 0,06% Kohlenstoff, Rest Eisen, die bei 12050C zur Lösung eines möglichst großen Anteils der Alpha-Phase geglüht, in Wasser abgeschreckt, mit einer Querschnittsabnahme von 30% kaltgewalzt, 16 Stunden bei 5400C zur Rekristallisation und Ausscheidung der Alpha-Phase geglüht und schließlich 1 Stunde bei 980° C geglüht worden ist. Die sehr kleinen nahezu weißen Teilchen der Gefügeaufnahme sind ultrafeine Teilchen der Alpha-Phase, während das sehr dunkle bis schwarze Grundgefüge ebenfalls Alpha-Teilchen sind, die zu fein für eine Auflösung bei lOOOfacher Vergrößerung sind. Die Gamma-Körner liegen in den grauen Zonen zwischen der Alpha-Phase und besitzen eine durchschnittliche Korngröße unter etwa 3 Mikron. Die verhältnismäßig großen fleckenartigen Zonen bestehen aus 7,4 Volumprozent des Mikrogefüges und stellen Alpha-Phasen dar (mit Gamma-Phase darin), die beim Lösungsglühen nicht gelöst worden ist. Beim Dehnen mit einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,16 cm/cm/min der anfänglichen Probenlänge bei 97O0C konnte die Legierung ohne Bruch auf 800% gedehnt werden, d. h., sie war superplastisch.
Die F i g. 3, 4 und 5 beziehen sich jeweils auf eine
Legierung mit 50% Nickel, 39% Chrom, 8% Eisen, 2% Titan, 1% Aluminium und 0,06% Kohlenstoff, wobei die Aufnahmen nach der Behandlung zur Erzeugung des ultrafeinkörnigen Mikrogefüges gemacht wurden. Dabei stellt die F i g. 3 eine Mikroaufnahme mit 1 OOOfacher Vergrößerung einer geätzten Probe und F i g. 4 eine elektronenmikroskopische Aufnahme mit 28 OOOfacher Vergrößerung dar, aus der sich das durch die Warmverformung gegossener Blöcke von der Lösungstemperatur von 1205 auf unter 980° C mit einer Querschnittsabnahme von mehr als 75% erzielbare Gefüge ergibt. Die durchschnittliche Korngröße des Gamma-Korns lag unter 1 Mikron. F i g. 5 stellt eine elektronenmikroskopische Aufnahme mit 18 OOOfacher Vergrößerung derselben Legierung nach einer weiteren superplastischen Dehnung von mehr als 1000% bei 980°C dar, wobei die durchschnittliche Korngröße des Gamma-Korns 1 bis 2 Mikron beträgt. Die F i g. 4 und 5 zeigen feste grauschwarze Teilchen der Alpha-Phase an den Korngrenzen der leicht schattierten Gamma-Körner.
Die Zusammensetzungen von 35 erfindungsgemäß zu verwendenden Legierungen sind in Tabelle I aufgeführt, während sich aus Tabelle II die superplastischen Dehnungswerte während des Verfahrens zur Erzeugung des ultrafeinkörnigen Mikrogefüges ergeben. Die Legierungen wurden im Vakuum erschmolzen und zu Blöcken vergossen, anschließend von der Temperatur des Lösungsglühens von mindestens 1205° C im Temperaturbereich von 1205 bis 980° C warmverformt, wobei die Querschnittsabnahme mindestens 75% betrug. Probestücke jeder Legierung wurden mit einer Länge von 3,2 cm bei 980° C und einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,2 cm/cm/min gedehnt. Die dabei ermittelten Ergebnisse sind in Tabelle II zusammengestellt, wobei die Angabe einer Dehnung über 1000% besagt, daß bei 1000% noch kein Bruch eintrat.
Tabelle I
Legierung Ni
(%)		 Cr
(%)		 Fe
(%)		 9,8 Ti
(%)		 Al
(%)		 1 — C
(%)		 Andere Elemente
(%)
1 23,1 43,0 Rest (33,22) 9,7 0,63 — 0,95 0,05 —
2 . 35,4 50,0 Rest (13,95) 9,8 0,60 — 0,63 0,05 —
3 26,0 48,0 Rest (25,35) 10,1 0,60 1,03 0,05 —
4 Rest (55,5) 43,8 — 15,0 0,63 1,27 0,05 —
5 Rest (47,3) 40,8 Rest (33,33) 1,05 — 0,059 —
6 Rest (48,3) 39,2 Rest (41,4) 2,15 — 0,022 —
7 Rest (48) 39,0 8,7 2,12 — 0,046 —
8 Rest (48,3) 39,2 Rest (10) 1,07 1,05 0,049 —
9 Rest (45,2) 39,2 31,0 0,57 — 0,060 —
10 27,5 38,5 10 0,62 — 0,05 —
11 20,0 38,0 Rest (18,5) 0,62 1 0,05 —
12 Rest (50,0) 37,6 10,3 1,87 — 0,03 —
13 51 39 8 — 1,33 0,06 —
14 Rest (31,1) 37,2 10 0,60 1 0,056 —
15 Rest (48,2) 39 10,5 1,75 0,05 0,008 —
16 43 38,5 Rest (32,4) — Ui 0,06 —
17 Rest (51,5) 34,8 Rest (22) 2,04 — 0,04 —
18 Rest (50) 39 Rest (30,9) 2 — 0,06 —
19 Rest (54,2) 33,3 10,5 2,5 — 0,005 —
20 Rest (52,2) 34,0 32 2,10 0,86 0,043 —
21 38,5 33,4 51,0 0,64 0,05 0,035 —
22 44,2 33,2 52,0 0,58 — 0,005 —
23 36,2 32,2 50 0,68 — 0,058 —
24 Rest (52,2) 35,4 — 1,02 0,05 0,045 —
25 Rest (34,8) 30,7 10 2,5 — 0,022 —
26 Rest (20,3) 28,0 10 0,60 — 0,065 —
27 Rest (19,4) 28 0,59 0,05 0,056 —
28 Rest (20,8) 26,7 10 2,5 0,021 —
29 Rest (58,9) 40,5 10 0,57 0,05 0,033 —
30 Rest (50) 39 10 — 0,05 0,06 INb
31 Rest (48) 42 37 — 0,05 0,06 Ca (Zusatz und
0,05 Analyse) <0,02%
32 Rest (48) 42 — 0,06 0,02 Mg
33 Rest (48) 42 — 0,06 0,012 B
34 Rest (48) 42 — 0,06 0,04 Zr (Zusatz)
35 Rest (25) 38 — 0,06 0,04 Mg
Tabelle II
Legierung Bruchdehnung Zugfestigkeit
(kp/mm2)
1 >1000 5,77
2 400 9,63
3 480 7,10
4 720 3,16
5 400 5,82
6 980 3,18
7 580 4,30
8 360 4,98
9 740 3,80
10 520 6,68
11 160 14,6
12 >86O 3,66
13 177 6,82
14 >740 5,20
15 >880 2,67
16 416 4,29
17 540 4,75
18 >1000 1,90
19 220 7,40
20 620 6,67
21 180 8,51
22 180 9,42
23 160 9,38
24 160 10,3
25 290 5,84
26 160 9,98
27 260 8,37
28 388 6,31
29 160 9,28
30 176 9,63
31 504 2,95
32 >895 3,80
33 508 4,22
34 670 4,64
35 780 6,61
30
40
45
Tabelle III
Anfängliche Zugfestigkeit Bruchdehnung
Dehnungs
5 geschwindigkeit (kp/mm2) (%)
(cm/cm/min) 1,90 960
0,16 4,57 960
0,4 6,54 880
IO 0,8 7,5 1000
1,6 11,6 920
4 13,3 540
8 14,9 420
15 12 15,5 480
16
Um die unterschiedliche Wirkung verschiedener
Behandlungen zu veranschaulichen, wurden Probestücke der Legierung 36 auf dreierlei Weise behandelt.
A) Warmverformung von 1205 auf 980° C, 30minutiges Glühen bei 9800C und 20minutiges Halten.
B) Lösungsglühen, Wasserabschrecken, 50%ige Kaltverformung, 30minutiges Aufheizen auf*
9800C und 20minutiges Halten.
C) Lösungsglühen, Wasserabschrecken, 50%ige Kaltverformung, 16stündiges Aushärten bei 5950C, 30minutiges Aufheizen auf 980° C und 20minutiges Halten.
In jedem Falle fand das abschließende Aufheizen auf und das Halten bei 98O0C unmittelbar vor dem Zugversuch bei 980° C statt. Die drei Probestücke besaßen bei einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,16 cm/cm/ min eine Bruchdehnung von 800 bzw. 400 und 800%. Obgleich alle drei Legierungen das ultrafeinkörnige Mikrogefüge besaßen, zeigen die Versuchsergebnisse, daß die Behandlung B) mit nur kurzzeitiger Rekristallisation bei verhältnismäßig hoher Temperatur nach der Kaltverformung ungünstiger ist als ein längeres Glühen bei einer niedrigeren Rekristallisationstemperatur oder eine von der Temperatur des Lösungsglühens ausgehende Warmverformung.
Die Versuchsergebnisse der Tabelle IV zeigen die Dehnungswerte bei 980° C von fünf Probestücken der Legierung 18 mit einem Zweiphasen-Gamma-Alpha-Gefüge und unterschiedlicher Korngröße des Gamma-Korns.
50
Jede der aufgeführten Legierungen besaß eine Bruchdehnung von über 150% bei 980° C. Die Legierungen 1,6,7,9,12 und 18 stellen Beispiele einer bevorzugten Legierungszusammensetzung mit Dehnungswerten von mindestens 500% dar. Die titanhaltigen Legierungen, bei denen es zum Bruch kam, besaßen eine Einschnürung von mindestens 98%, während die entsprechenden Werte der titanfreien Legierungen niedriger waren. -
Ähnlich hohe Dehnungswerte zeigten sich auch bei anderen Temperaturen im Bereich von 870 bis 10950C, wobei das. Maß der superplastischen Dehnung nur langsam mit steigender anfänglicher Dehnungsgeschwindigkeit abfällt, wie die Versuchsdaten der Legierung 40 in Tabelle III beweisen. Aus dieser Tabelle ergibt sich auch, daß die Zugfestigkeit mit der Dehnungsgeschwindigkeit ansteigt.
Tabelle IV
Größe des Gamma-Korns Dehnung
(Mikron) (%)
231 40
27 80
9 220
4,6 440
2,5 >1000
Aus den vorstehenden Werten ergibt sich ohne weiteres, daß die Superplastizität an ein ultrafeinkörniges Gefüge bzw. geringe Korngrößen gebunden ist. Die Zugfestigkeit der erfindungsgemäß zu verwendenden Legierung bei Raumtemperatur ergibt sich aus den an den Legierungen 38 bis 47 durchgeführten Versuchen der Tabelle V, wobei die Legierungen 38
bis 45 im Vakuum und die Legierungen 46 und 47 in Luft erschmolzen wurden. Die Legierungen wurden anfänglich auf Vierkantknüppel mit einer Kantenlänge von 5,1 · 5,1 cm ausgeschmiedet, die dann auf 1205 bis 126O0C erwärmt und von dieser Temperatur auf 16 mm Rundstäbe Warmgewalzt bzw. etwa 98O0C fertiggewalzt wurden, so daß sich ein ultrafeinkörniges Gamma-Alpha-Mikrogefüge ergab, wonach sie des weiteren bei etwa 815° C warmverformt wurden. Die Legierungen 43 bis 47 wurden nur warmverformt. Ein Probestück jeder Legierung mit Ausnahme der Legierung 43 wurde außerdem 16 bis 20 Stunden bei 650 oder 705° C, wie in Tabelle V angegeben, ausgehärtet. In Tabelle VI ist die Warmverformung bei 1205 bis 126O0C mit A, die Warmverformung bei 815°C mit B und das Aushärten mit C bezeichnet.
Tabelle V
Legierung Ni
(Vo)		 Cr
(Vo)		 Fe
(%)		 2,15 Ti
(%)		 Al
(%)		 C
(%)		 Andere Elemente (%)
38 Rest (56) 38,8 3,5 2,02 0,98 0,07 —
39 Rest (55,9) 37,3 9,4 2,05 1,18 0,07 —
40 Rest (47,5) 40,0 13,4 2 1 0,06 —
41 Rest (44,8) 38,9 9,09 1,91 0,98 0,05 —
42 Rest (48,6) 39,0 Rest (8,7) 1,80 1,04 0,05 0,50 Nb
43 48,9 38,9 Rest (8,5) 1,73 0,87 0,003 —
44 48,5 40 . — 2 1 0,01 —·
45 Rest (51,5) 45 Rest (10) 1 0,5 0,05 2,00 Nb
46 47,8 39 12,7 1,75 1 . 0,08 ■ 0,5Nb
47 Rest (53,7) 38,1 0,25 0,88 0,09 1,83Nb
Tabelle VI
Legierung A -I Zustand C Zugfestigkeit
(kp/mm2)		 1
0,2-Grenze
(kp/mm2)		 Bruch
dehnung		 Bruch
einschnürung
38 A -i - B 187,8 177,6 6 26
A H - B + 650°C C 200,2 196,6 6 24
39 A -1 - B 192,4 180,4 5 18
A H - B + 65O0C C 203,8 195,4 6 24
40 A H - B 193,6 ■ 182,2 4 16
A H - B + 65O0C C 190,4 186,1 6 22
41 A H - B 187,9 174,4 5 16
A H - B + 6500C C 190,9 183,7 5 28
42 A -\ - B 182,2 170,3 6 22
A - B + 650°C 186,8 184,0 7 22
43 A 162,0 146,5 6 13
44 A H 171,1 154,4 7 19
A - 7050C C 168,5 161,7 5 27
45 A H 160,3 145,9 10 32
A h 7050C C 162,2 150,1 3 11
46 AH 163,5 149,4 7 20
A h 650°C C 177,4 171,5 4 12
47 A - 138,8 125,5 10 28'
h 6500C C 167,0 148,8 4 6
Aus den vorstehenden Versuchsergebnissen ergibt sich, daß die Zugfestigkeiten der gemäß A und B verformten Legierungen höher sind als die Zugfestigkeiten der Legierungen, die nur gemäß A verformt wurden, sie beträgt im allgemeinen mindestens 175 kp/ mm2. Eine weitere Verbesserung der technologischen Eigenschaften ergibt sich im allgemeinen durch das Aushärten. Bessere isotrope Eigenschaften ergeben sich jedoch auf Kosten der Zugfestigkeit, wenn die Wärmebehandlung B fortfällt. Die Legierungen besaßen einen außergewöhnlich hohen Elastizitätsmodul von 14,5 · 106 kg bei Raumtemperatur.
Die Bedeutung der Einhaltung der angegebenen Gehaltsgrenzen im Hinblick auf das gewünschte Zweiphasen-Mikrogefüge und die Superplastizität ergibt sich aus Tabelle VII, in der die Zusammensetzungen und die Warmdehnungswerte von acht Legierungen zusammengestellt sind, die nicht unter
309 515/353
die Erfindung fallen. Sämtliche Legierungen wurden ausgehend von 1205 bis auf 98O°C zur mindestens 75%igen Verringerung ihres Querschnitts warmgewalzt. Die Legierung B wurde dann einem Zugversuch bei 995° C und einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,04 cm/cm/min und die anderen Legierungen bei 9800C und einer Dehnungsgeschwindigkeit von 0,16 cm/cm/min unterworfen.
Tabelle VII
Legierung Ni Cr Fe Ti Al C Bruchdehnung
A Rest (49,9) 49,5 — 0,60 — 0,05 100
B Rest (60,0) 40,0 — — — — 20
C 45,0 50,0 Rest (4,4) 0,60 — 0,05 120
D 31,4 29 Rest (39) 0,6 — 0,05 100
E 32 29 Rest (38,9) — 0,05 0,06 64
F*) Rest (59,5) 34,1 — 0,86 1,03 0,007 80
G 24,5 23 Rest (50) 2,5 0,05 0,026 116
H 15,4 41,0 Rest (42,9) 0,64 — 0,05 —
*) Einschließlich 4% Molybdän und 0,56% Tantal.
Die Versuchsergebnisse zeigen, daß es bei den Legierungen A bis G bereits bei merklich unter 150% liegender Dehnung zum Bruch kam, d. h., daß diese Legierungen nicht superplastisch waren; die Legierung H enthielt einen großen Anteil an Sigma-Phase und war so hart und spröde, daß sie schon bei der Herstellung des Probestücks nicht bearbeitet werden konnte.
Die erfindungsgemäß verwandte Legierung mit ultrafeinkörnigem Gamma-Alpha-Mikrogefüge besitzt eine hohe Korrosionsbeständigkeit, einschließlich einer guten Beständigkeit gegen Lochfraß und Spannungsrißkorrosion in maritimer Atmosphäre sowie gegen verdünnte wäßrige Halogenlösungen und hochreines Wasser. So zeigten beispielsweise Versuche an einer Legierung mit 46,5% Nickel, 39% Chrom, 2% Titan, 1% Aluminium, 1,5% Kupfer, Rest Eisen in einer wäßrigen Lösung mit 10% Ferri-Chlorid, daß die Beständigkeit gegen Lochfraß und Spannungsrißkorrosion in Salzwasser und anderen verdünnten Lösungen wesentlich besser ist als diejenige austenitischer rostfreier Nickel-Chrom-Stähle. Bei einem Spannungs-Korrosionstest brach eine Doppel-U-Probe der Legierung 37 während 8 Wochen in hochreinem Wasser bei 315° C in einem Autoklav nicht.
Die Legierungen 1, 3, 9, 10 und 12 besaßen eine besonders hohe Korrosionsbeständigkeit gegen Schwefel und Bleiverbindungen bei erhöhten Temperaturen.
Beim Eintauchen in ein schmelzflüssiges Gemisch aus Bleisulfat, Bleioxyd und Bleichlorid von 925° C unterlagen Probestücke dieser Legierungen mit ultrafeinkörnigem Gamma-Alpha-Mikrogefüge nur einem Gewichtsverlust von etwa 1Z2Vo des Gewichts-Verlustes von Probestücken zweier anderer Legierungen, deren eine der Legierung D entsprach und deren andere eine binäre Chrom-Nickel-Legierung mit 40% Chrom war und nicht erfindungsgemäß verwendet werden kann. Eine optimale Korrosionsbeständigkeit über längere Zeiträume in derartigen Medien besitzen Legierungen mit höchstens 20% Eisen. Die Bedeutung des ultrafeinkörnigen Gefüges für die gute Korrosionsbeständigkeit ergibt sich aus der Tatsache, daß nach einem Glühen einer Legierung mit dem ultrafeinkörnigen Gefüge zur Kornvergröberung und Lösung eines großen Teils der Alpha-Phase der Gewichtsverlust in einer Schmelze aus Bleiverbindungen je Zeiteinheit um den Faktor 1,6 erhöht wird.
Legierungen mit dem ultrafeinkörnigen Gefüge können bei verhältnismäßig geringen Walzdrücken warmgewalzt werden, wie sie auch beim Warmwalzen anderer NickeUChrom-Legierungen mit wesentlich geringeren Chromgehalten und niedrigeren Zugfestigkeiten bei Raumtemperatur erforderlich sind. So kann die Legierung 37 mit einem Walzdruck gewalzt werden, wie er auch für eine Legierung mit 76% Nickel, 15,8% Chrom, 0,04% Kohlenstoff, Rest Eisen erforderlich ist, während der erforderliche Walzdruck wesentlich geringer ist als der einer Legierung mit 18,9% Chrom, 11,3% Kobalt, 10,0% Molybdän, 3,1% Titan, 1,5% Aluminium, 1,7% Eisen, 0,1% Kohlenstoff, 0,007% Bor, Rest Nickel. Höhere Walzdrücke sind beim Warmwalzen von Legierungen erforderlich, deren Körner durch ein Glühen vergrößert worden sind, als sie beim Warmwalzen einer Legierung mit derselben Zusammensetzung erforderlich sind, die jedoch ein ultrafeinkörniges Gefüge besitzt.
Die vorgeschlagene Legierung läßt sich unter Anwendung der üblichen Verfahren und Zusatzwerkstoffe ohne weiteres schweißen.
Die hohe Warmdehnung der erfindungsgemäß verwandten Legierung mit ultrafeinkörnigem Gefüge im Temperaturbereich von 815 bis 1095° C, die eine Mindestdehnung von 150% unter Spannung erlaubt, ermöglicht eine leichte Formgebung bei diesen Temperaturen, beispielsweise beim Gesenkformen. Dabei kann die Umformkraft durch ein flüssiges Medium übertragen werden. So kann beispielsweise ein erhitzter Hohlkörper in eine Hohlform mittels eines auf die Innenoberfläche des Hohlkörpers wirkenden Flüssigkeitsdrucks expandiert werden. Ebenso kann eine flache Platte aus der erfindungsgemäßen Legierung zu einem tiefgezogenen, geprägten oder Hohlkörper in der Weise verformt werden, daß ein entsprechend erhitzter Teil der Platte mittels eines auf deren eine Seite wirkenden Gasdruckes ausgebeult und expandiert wird, so daß die gegenüberliegende Seite in Kontakt mit einem offenen Gesenk kommt.
Die erfindungsgemäß verwandte Legierung eignet sich als Werkstoff zum Herstellen von korrosions-
beständigen Gegenständen durch superplastische Verformung, beispielsweise Strecken, Stanzen, Hochenergieumformen einschließlich der Vakuum-Formung sowie Druckumformen und Prägen. Darüber hinaus eignet sie sich zum Plattieren anderer Werkstoffe, beispielsweise durch Aufpressen der Legierung auf die Oberfläche einer anderen Legierung. Im Hinblick auf ihre ausgezeichnete Warmverformbarkeit
und hohe Korrosionsbeständigkeit eignet sich die erfindungsgemäß verwandte Legierung, insbesondere zum Aufbringen auf andere Werkstoffe mittels Druck und anderer Verfahren, zum Aufbringen eines Überzugs aus korrosionsbeständigem Werkstoff. Die Titan, Magnesium, Bor, Kalzium und Zirkonium einzeln oder nebeneinander enthaltenden Legierungen eignen sich besonders gut für diesen Verwendungszweck.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims (11)

Patentansprüche:
1. Verwendung einer Nickel-Chrom-Knetlegierung, bestehend aus mindestens 19% Nickel und Kobalt bei einem Höchstgehalt an Kobalt von 10%, einem Chromgehalt, der so eingestellt ist, daß mindestens 2% Chrom bei 98O0C nicht im Grundgefüge gelöst sind, der jedoch höchstens 55% beträgt und der Gleichung
IO
(/< 55% 68,9 - 0,435 (% Ni) , 0Cr) ^ 2,5% genügt sowie aus 0,1% Eisen, Obis ; 0,1% Titan, Obis 0,05% Magnesium, Obis 0,015% Zirkonium, Obis ;7% Kalzium, Obis 0,1% Bor sowie aus insgesamt Obis 3% der Elemente höchstens 1,5% Kohlenstoff, Obis Molybdän, Obis Wolfram, wobei der Obis Molybdängehalt und der 1,5% halbe Wolframgehalt 0 bis 3% betragen, Aluminium bei einem Obis Gesamtgehalt an Aluminium 2,5% und Titan von höchstens 4% 3,5%, Niob, Obis Tantal, wobei der Niob- und Obis 3% der halbe Tantalgehalt 1% 0 bis 2,5% betragen, 0,5% Kupfer, Obis 0,5% Beryllium, Obis 0,2% Silizium, Obis Mangan und Obis Vanadium, Obis
30
35
40
wobei 2 bis 70% α-Phase in der y-Phase mit der Maßgabe ausgeschieden sind, daß die mittlere Korngröße der y-Phase unter 12 Mikron und die der α-Phase nicht über 10 Mikron liegt, als superplastischer Werkstoff mit einer Bruchdehnung von mindestens 150% bei 980° C bei einer konstanten Dehngeschwindigkeit von mindestens 0,16 cm pro Zentimeter ursprünglicher Länge und pro Minute.
2. Verwendung einer Nickel-Chrom-Legierung der Zusammensetzung und mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die jedoch mindestens 24,5% Chrom enthält und der Bedingung
(% Cr) ^ 68,9 - 0,435 (% Ni)
genügt und deren Chromgehalt bei Nickelgehalten bis 53,5% der Bedingung:
(% Cr) > 0,253 (% Ni) + 22,9 - 1,5 (% nichtkarbidisches Ti - 0,36)
und für Nickelgehalte oberhalb 53,5%
(% Cr) > 0,550 (% Ni) + 7,0 - 1,5 (% nichtkarbidisches Ti - 0,36)
genügt, für den Zweck nach Anspruch 1.
3. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 2 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Titangehalt jedoch 0,1 bis 2,5% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 2 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die mindestens 0,36% nichtkarbidisches Titan enthält und deren Nickel- und Chromgehalte jedoch innerhalb des geschlossenen Polygonzuges liegen, dessen Eckpunkte durch die folgenden Koordinaten festgelegt sind:
(A)
(B)
(C)
(E)
(F)
(G)
59,8
53,5
54,4
Cr
39,8
36,5
27,7
55
55
45,2
für den Zweck nach Anspruch 1.
5. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 2 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Nickel- und Chromgehalte jedoch innerhalb des geschlossenen Polygonzuges liegen, dessen Eckpunkte durch die folgenden Koordinaten festgelegt sind:
59,8
53,5
54,7
Cr
39,8
36,5
27,7
32
44,9
für den Zweck nach Anspruch 1.
6. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 2 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Titangehalt jedoch 1 bis 2% und deren Aluminiumgehalt 0,5 bis 1,5% bei einem Gesamtgehalt an Aluminium und Titan von 2,5 bis 3,5% und einem Eisengehalt von höchstens 30% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.
7. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 2 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die jedoch 34 bis 43% Chrom, 7 bis 34% Eisen, 0,55 bis 2,5% Titan, einschließlich mindestens 0,36% nichtkarbidisches Titan, 0 bis 0,08% Kohlenstoff und 0 bis 1,4% Aluminium bei einem Verhältnis von Titan zu Aluminium von mindestens 1,5:1 enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.
8. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 1 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, die jedoch mindestens eines der Elemente Titan, Magnesium, Zirkonium, Kalzium und Bor enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.
9. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Titangehalt jedoch 0,2 bis 2,5% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.
10. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach den Ansprüchen 1 und 8 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Magnesiumgehalt jedoch 0,01 bis 1% beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1. ' 5 ·
11. Verwendung einer Legierung der Zusammensetzung nach Anspruch 1 mit einem Gefüge nach Anspruch 1, deren Gehalt an nichtkarbidischem Titan jedoch mindestens 0,36% beträgt und deren Nickel- und Chromgehalte innerhalb des geschlossenen Polygonzuges liegen, dessen Eckpunkte durch die folgenden Koordinaten festgelegt sind:
DE1558521A 1966-06-21 1967-06-29 Verwendung einer Nickel Chrom Knetlegierung als superplastischer Werk stoff Expired DE1558521C3 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US55918566A 1966-06-21 1966-06-21
US56363066A 1966-06-30 1966-06-30
US63851967A 1967-05-15 1967-05-15

Publications (3)

Publication Number Publication Date
DE1558521A1 DE1558521A1 (de) 1970-04-02
DE1558521B2 true DE1558521B2 (de) 1973-04-12
DE1558521C3 DE1558521C3 (de) 1973-10-31

Family

ID=27415788

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE19671558519 Pending DE1558519A1 (de) 1966-06-21 1967-06-15 Stahl mit hoechstens 0,08 Prozent Kohlenstoff
DE19671533976 Pending DE1533976A1 (de) 1966-06-21 1967-06-15 Verfahren zum Verfeinern der Korngroesse einer Legierung
DE1558521A Expired DE1558521C3 (de) 1966-06-21 1967-06-29 Verwendung einer Nickel Chrom Knetlegierung als superplastischer Werk stoff

Family Applications Before (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE19671558519 Pending DE1558519A1 (de) 1966-06-21 1967-06-15 Stahl mit hoechstens 0,08 Prozent Kohlenstoff
DE19671533976 Pending DE1533976A1 (de) 1966-06-21 1967-06-15 Verfahren zum Verfeinern der Korngroesse einer Legierung

Country Status (12)

Country Link
US (1) US3519419A (de)
JP (1) JPS512413B1 (de)
AT (3) AT295176B (de)
BE (3) BE700250A (de)
CH (1) CH524685A (de)
DE (3) DE1558519A1 (de)
ES (3) ES342038A1 (de)
FR (1) FR1550996A (de)
GB (2) GB1192934A (de)
NL (3) NL6708309A (de)
NO (2) NO122157B (de)
SE (2) SE346121B (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3511860A1 (de) * 1984-04-03 1985-10-10 Daido Tokushuko K.K., Nagoya, Aichi Legierungen fuer auspuffventile
DE3540287A1 (de) * 1984-11-16 1986-05-22 Daido Tokushuko K.K., Nagoya, Aichi Legierung fuer auslassventile

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1194961A (en) * 1968-02-08 1970-06-17 Int Nickel Ltd Treatment of Nickel-Chromium Alloys
DE2117233B2 (de) * 1971-04-08 1973-03-15 Vereinigte Deutsche Metallwerke Ag, 6000 Frankfurt Verwendung einer stabilaustenitischen stahllegierung fuer die herstellung von nach dem argonare-verfahren ohne zusatzwerkstoffe warmrissfrei verschweissten gegenstaenden
US3816106A (en) * 1972-08-25 1974-06-11 Int Nickel Co Strong, corrosion resistant alloy
US3975219A (en) * 1975-09-02 1976-08-17 United Technologies Corporation Thermomechanical treatment for nickel base superalloys
US4025314A (en) * 1975-12-17 1977-05-24 The International Nickel Company, Inc. Nickel-chromium filler metal
US4065302A (en) * 1975-12-29 1977-12-27 The International Nickel Company, Inc. Powdered metal consolidation method
DE2708448A1 (de) * 1976-03-01 1977-10-13 Kubota Ltd Verfahren zur herstellung von rostfreien stahlprodukten
US4066448A (en) * 1976-04-07 1978-01-03 The International Nickel Company, Inc. Nickel-chromium-cobalt containing alloys
US4410489A (en) * 1981-07-17 1983-10-18 Cabot Corporation High chromium nickel base alloys
JPS6059291B2 (ja) * 1982-02-23 1985-12-24 株式会社クボタ 製紙サクションロ−ル用高腐食疲労強度二相ステンレス鋳鋼
US4492672A (en) * 1982-04-19 1985-01-08 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Enhanced microstructural stability of nickel alloys
US4613388A (en) * 1982-09-17 1986-09-23 Rockwell International Corporation Superplastic alloys formed by electrodeposition
JPS6052523A (ja) * 1983-09-01 1985-03-25 Nippon Stainless Steel Co Ltd フエライト−オ−ステナイト二相ステンレス鋼の製造方法
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
US4529452A (en) * 1984-07-30 1985-07-16 United Technologies Corporation Process for fabricating multi-alloy components
US4721600A (en) * 1985-03-28 1988-01-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor
US5413752A (en) * 1992-10-07 1995-05-09 General Electric Company Method for making fatigue crack growth-resistant nickel-base article
FR2722510B1 (fr) * 1994-07-13 1996-08-14 Snecma Procede d'elaboration de toles en alliage 718 et de formage superplastique de ces toles
JP3976003B2 (ja) * 2002-12-25 2007-09-12 住友金属工業株式会社 ニッケル基合金およびその製造方法
US7416618B2 (en) * 2005-11-07 2008-08-26 Huntington Alloys Corporation High strength corrosion resistant alloy for oil patch applications
ES2534346T3 (es) * 2007-11-19 2015-04-21 Huntington Alloys Corporation Aleación de resistencia ultraalta para entornos severos de petróleo y gas y método de preparación
RU2521925C2 (ru) * 2010-03-23 2014-07-10 Сименс Акциенгезелльшафт Металлическое связующее покрытие с высокой гамма/гамма' температурой перехода и компонент
US8608877B2 (en) 2010-07-27 2013-12-17 General Electric Company Nickel alloy and articles
ES2885758T3 (es) 2012-01-20 2021-12-15 Solu Stainless Oy Procedimiento para la fabricación de un producto de acero inoxidable austenítico
US10253382B2 (en) 2012-06-11 2019-04-09 Huntington Alloys Corporation High-strength corrosion-resistant tubing for oil and gas completion and drilling applications, and process for manufacturing thereof
EP2981216B1 (de) * 2013-04-04 2017-08-30 Aristotech Industries GmbH Klammerimplantat zum beeinflussen des wachstums an knochenbereichen benachbart zu einer wachstumsfuge
US11130201B2 (en) * 2014-09-05 2021-09-28 Ametek, Inc. Nickel-chromium alloy and method of making the same
JP6188171B2 (ja) * 2016-02-24 2017-08-30 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性に優れた高強度高耐食性Ｎｉ基合金
JP6192760B1 (ja) 2016-03-15 2017-09-06 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性に優れた耐熱耐腐食性高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金
WO2017168640A1 (ja) * 2016-03-30 2017-10-05 株式会社日立製作所 クロム基二相合金製造物およびその製造方法
US10640858B2 (en) 2016-06-30 2020-05-05 General Electric Company Methods for preparing superalloy articles and related articles
US10184166B2 (en) 2016-06-30 2019-01-22 General Electric Company Methods for preparing superalloy articles and related articles
JP6965181B2 (ja) 2018-02-20 2021-11-10 株式会社日立製作所 Ｃｒ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金製造物
CN112157122A (zh) * 2020-11-10 2021-01-01 贵州大学 提高3003铝合金板材强度和塑性的深冷加工方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2809139A (en) * 1952-10-24 1957-10-08 Research Corp Method for heat treating chromium base alloy
US3015558A (en) * 1959-09-16 1962-01-02 Grant Nickel-chromium-aluminum heat resisting alloy
US3212886A (en) * 1961-10-03 1965-10-19 Armco Steel Corp High temperature alloy
US3340101A (en) * 1965-04-02 1967-09-05 Ibm Thermoforming of metals

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3511860A1 (de) * 1984-04-03 1985-10-10 Daido Tokushuko K.K., Nagoya, Aichi Legierungen fuer auspuffventile
DE3540287A1 (de) * 1984-11-16 1986-05-22 Daido Tokushuko K.K., Nagoya, Aichi Legierung fuer auslassventile

Also Published As

Publication number Publication date
GB1192945A (en) 1970-05-28
DE1558521C3 (de) 1973-10-31
AT296636B (de) 1972-02-25
BE700250A (de) 1967-12-31
ES342040A1 (es) 1968-10-16
GB1192934A (en) 1970-05-28
CH524685A (fr) 1972-06-30
SE346121B (de) 1972-06-26
NL6708309A (de) 1967-12-22
AT295176B (de) 1971-12-27
SE346122B (de) 1972-06-26
BE700251A (de) 1967-12-21
JPS512413B1 (de) 1976-01-26
NL6709130A (de) 1968-01-02
NL6708496A (de) 1967-12-22
FR1550996A (de) 1968-12-27
ES342038A1 (es) 1968-10-01
ES342039A1 (es) 1968-10-16
DE1558521A1 (de) 1970-04-02
NO121050B (de) 1971-01-11
AT295872B (de) 1972-01-25
DE1533976A1 (de) 1970-06-18
DE1558519A1 (de) 1970-04-09
BE700752A (de) 1968-01-02
NO122157B (de) 1971-05-24
US3519419A (en) 1970-07-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE1558521C3 (de) Verwendung einer Nickel Chrom Knetlegierung als superplastischer Werk stoff
DE2264997C2 (de) Ausscheidungshärtbare Eisen-Nickel-Legierung
DE69014085T2 (de) Oxidationsbeständige Legierungen mit niedrigem Ausdehnungskoeffizient.
DE69230437T2 (de) Ausscheidungshärtbarer martensitischer stahl
EP3314031B1 (de) Hochfestes und gut umformbares almg-band sowie verfahren zu seiner herstellung
EP2386663B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles und Bauteile aus einer Titan-Aluminium-Basislegierung
DE69413571T2 (de) Superplastische Aluminiumlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE3884887T2 (de) Schwermetallegierungen aus Wolfram-Nickel-Eisen-Kobalt mit hoher Härte und Verfahren zur Herstellung dieser Legierungen.
DE68915095T2 (de) Legierung auf Nickelbasis und Verfahren zu ihrer Herstellung.
DE69220292T2 (de) Auf TiAl basierende intermetallische Verbindung, Legierungen und Verfahren zur Herstellung dieser
DE69317971T2 (de) Superlegierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten
DE2350389C2 (de) Verfahren zur Herstellung einer Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung mit verbesserter Festigkeit bei gleichzeitiger hoher Duktilität
DE69425977T2 (de) Ausscheidungsgehärtete eisenlegierung mit quasikristallinen ausscheidungen
DE2714395A1 (de) Verfahren zur herstellung von gut verformbaren zipfelarmen aluminiumblechen mit hoher mechanischer festigkeit
DE2517275B2 (de) Verfahren zur Herstellung und Weiterverarbeitung eines plastisch verformbaren Gußerzeugnisses auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung und die Verwendung des weiterverarbeiteten Gußerzeugnisses
DE2606632C2 (de) Verwendung von Kohlenstoff-Stahl als superplastischer Wirkstoff und Verfahren zu dessen Wärmebehandlung
DE3887259T2 (de) Gamma-Prime-Phase enthaltende Legierungen und Verfahren zu ihrer Formung.
DE60302108T2 (de) Ausscheidungsgehärtete Kobalt-Nickel-Legierung mit guter Wärmebeständigkeit sowie zugehörige Herstellungsmethode
EP3825428A1 (de) Druckgussbauteil und verfahren zur herstellung eines druckgussbauteils
DE2235168C2 (de) Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungen und deren Verwendung
WO1999015708A1 (de) Legierung auf aluminiumbasis und verfahren zu ihrer wärmebehandlung
DE2704765A1 (de) Kupferlegierung, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung fuer elektrische kontaktfedern
DE2629838C3 (de) Aluminiumblech für Finnen bei Wärmetauschern und Verfahren zu dessen Herstellung
DE69521021T2 (de) Verfahren zur Herstellung hochfester Drähte aus einer Legierung mit niedrigem Ausdehnungskoeffizienten
DE69026658T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Titan und Titanlegierungen mit einer feinen gleichachsigen Mikrostruktur

Legal Events

Date Code Title Description
C3 Grant after two publication steps (3rd publication)