DE2034607C3

DE2034607C3 - Verfahren zur Herstellung eines Gußstücks und Anwendung des Verfahrens

Info

Publication number: DE2034607C3
Application number: DE19702034607
Authority: DE
Inventors: Carl Howard Hockm John Arlington Heights Woulds Michael John Schaumburg 111 Lund (VStA)
Original assignee: Martm-Marietta Corp, New York, NY (VStA)
Priority date: 1969-07-14
Filing date: 1970-07-13
Publication date: 1977-08-25

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gußstücks mit einer im wesentlichen unsymmetrischen Gestalt, das gute mechanische Eigenschaften sowohl bei 982°C als auch bei 760⁰C aufweist, insbesondere von Gasturbinenteilcn, aus einer hochwarmfesten Nickel-Chrom-Alumiriiurn-Titanlegierunji, ^s die insgesamt wenigstens 6,5 Gew.-% Aluminium plus Titan, weniger als 6 Gew.-Prozent Tantal und etwa 0,5 bis 5,0 Gew.-Prozent Hafnium enthält und in erstarrtem Zustand eine j'-Matrixphase, eine ausgefällte /-Phase, eine eutektische /-Phase und eine in der Matrixphase dispergierte Carbidphase besitzt. Des weiteren bezieht sich die Erfindung auf die Anwendung dieses Verfahrens auf die Herstellung von Metallteilen von Gasturbinen.

Es ist bekannt, daß dann, wenn man eine geschmolzene Legierung in eine Form gießt und sie darin erstarren läßt, die Homogenität, die gewöhnlich den flüssigen Zustand charakterisiert, in dem festen Zustand mehr oder weniger verloren geht. Selbst wenn man von so offensichtlichen Punkten, wie dem Einschluß von Verunreinigungen, die während des Gießens eingeführi werden, Poren, Kaltschweißstellen, Gasporen u.dgl. absieht und von der besten Gießtechnik ausgeht, ist die Gußlegierung noch durch Makro- und Mikrokristallisationen bzw. -absondeiungen (Segregationen) charakterisiert, die bei dem Erstarrungsprozeß auftreten. Wenn das Gußstück einen Barren oder eine andere ähnliche Form darstellt, die plastisch bearbeitet und dadurch homogenisiert werden soll, sind die durch den Erstarrungsprozeß hervorgerufenen Segregationen nicht allzu wichtig, da die Homogenisierung während no der Bearbeitung dazu führt, daß die durch das Erstarren gebildeten Segregation minimal gehalten werden. Wenn jedoch das Gußstück in seiner gegossenen Gestalt, d. h. ahne plastische Bearbeitung nach der Erstarrung, verwendet werden soll, ist die durch das Erstarren (>s hervorgerufene Segregation sehr wichtig, da zur Verringerung der Segregation nur thermische Homogelisationsverfahren angewendet werden können.

Hei den Legierungen, die zur Herstellung von Gußstücken verwendet werden, die beim Betrieb von Heißstufen-Gasturbinenschaufeln brauchbar sind, stellt die durch das Erstarren hervorgerufene Segregation ein ernstes Problem dar. Das bedeutet allgemein gesprochen, daß diese Legierungen eine größere Menge an Nickel, viel kleinere Mengen an Chrom, Kobalt, Aluminium und Titan, kleine Mengen an einem oder mehreren der Elemente Molybdän, Wolfram, Niob, Vanadin und Tantal und noch viel kleinere Mengen Kohlenstoff und Zirkonium und gewöhnlich eine sehr kleine Menge Bor enthalten. Physikalisch besteht die erstarrte Legierung aus einer Matrixphase (Grundphase), einer oder mehreren Carbidphasen, die in dieser Matrixphase dispergiert sind, einer ausgefallenen γ-Primärphase und einer intermetallischen eutektischen (NijAlTi)-Phase, eutektische y-Primärphase genannt, die ebenfalls innerhalb der Matrixphasc in ausreichender Menge dispergier! ist, so daß sie sich direkt bei der Erstarrung der Legierung oder innerhalb des Temperaturbereichs unmittelbar unterhalb der Erstarrung bildet und in der festen Matrixphase nicht leicht vollständig löslich ist. Aus der vorstehenden Beschreibung der für Heißstufen-Gasturbinenschaufeln brauchbaren Gußstücke geht hervor, daß die durch das Erstarren hervorgerufene Segregation viele verschiedene Formen annehmen kann. Beispielsweise können verschiedene Teile der Matrixphase verschiedene Zusammensetzungen aufweisen. An bevorzugten Stellen der Matrix, beispielsweise an den Kristallgrenzen, können sich Carbide ansammeln. Die Partikeln der j'-Primärphase können in ihrer Zusammensetzung voneinander und von Ort zu Ort innerhalb der gleichen Partikel abweichen. Obwohl die Legierungen des hier erörterten Typs aufgrund der darin enthaltenen Phasen von Natur aus Segregationen aufweisen, können dementsprechend beim Erstarren oder innerhalb des Temperaturbereiches herunter bis zu etwa 1010⁰C weitere Segregationen auftreten. Eine solche Segregation kann höchst schädlich sein, da sie metallurgisch instabile Bereiche innerhalb der Gußstücke erzeugen kann und außerdem die Ursache für das Auftreten von allzu schwachen und allzu brüchigen Bereichen innerhalb der Gußstücke sein kann oder dazu beitragen kann.

Es wurde nun gefunden, daß bei Gußstücken, die zum Heißstufen-Gastiirbinenbetrieb geeignet sind, die mechanischen Eigenschaften bei verschiedenen Temperaturen sehr stark von den Abkühlungsgeschwindigkeiten an zwei aneinandcrgrenzendcn Temperaturbereichen abhängen. Zur Erzielung optimaler machanischer Hoehtemperatureigenschaften bei etwa 982°C sollte das Gußstück schnell durch den Temperaturbereich von 1204°C auf 982^CC abgekühlt werden.

Bei herkömmlichen gießfähigen Legierungen ohne Hafniumzusätze ist es wichtig, daß das Gußstück schnell durch den Tenijperaturbereich zwischen 1204 und 101O⁰C gekühlt wird, um gute mechanische Eigenschaften bei 982°C zu erhalten. Damit gute mechanische Eigenschaften bei einer Temperatur von 760⁰C erhalten werden, ist es wichtig, daß das Gußstück relativ langsam durch den Temperaturbereich zwischen 1316 und 1204⁰C gekühlt wird. Ohne eine sehr komplizierte und daher teure Apparatur können diese unterschiedlichen AbkühlungsgcschwindigKeiten aber nur schwierig erreicht werden. Die US-Patentschrift 30 08 855 beschreibt ein Beispiel eines Verfahrens zur Herstellung eines Gußstückes unter Verwendung einer Legierung ohne Hafniumzusätze. Dort werden Einkristalle im

wesentlichen lediglich längs der Hinterkanten einer Turbinenschaufel ausgebildet. Dieses Verfahren hat den Nachteil, daß das Gußstück durch den Temperaturbereich zwischen 1316 und 76O°C langsam abgekühlt werden muß. Daher können nicht die Verbesserungen nach der vorliegenden Erfindung bezüglich der mechanischen Eigenschaften bei einer Temperatur von 982"C erhalten werden.

Ein weiterer komplizierender Faktor in dem Bestreben, die nachteiligen Wirkungen ungeeigneter Abkühlungsgeschwindigkeiten minimal zu halten, ist die Tatsache, daß Gußstücke, die zur Verwendung in Heißstufen-Gasturbinenschaufeln geeignet sind, gewöhnlich unsymmetrisch gestaltet sind. Wenn ein einen zylindrischen oder konisch-zylindrischen Teil enthaltender Probestab, der den Testbedingungen ausgesetzt werden soll, in eine Präzisionsform gegossen wird, hat der runde Querschnitt senkrecht zu seiner longitudinalen Achse die Neigung, dazu zu führen, daß der Wärmegradient in jeder gewählten radialen Richtung praktisch gleich dem Wärmegradienten in jeder anderen radialen Richtung während und nach deren Erstarren ist. Andererseits sind in einem Turbinenschaufelgußstück, in dem der Querschnitt in der Schaufelfläche senkrecht zur longitudinalen Achse stark unsymmcirisch ist, im Verhältnis zu jedem möglichen Symmetriepunkt, die Wärmegradienten in verschiedenen Richtungen über den Querschnitt stark verschieden. Es ist deshalb klar, daß aus praktischen Gründen die zur Verwendung in den heißen Stufen von Gasturbinen geeigneten Gußstücke nicht unter Bedingungen hergestellt werden können, bei denen maximale mechanische Eigenschaften sowohl bei 760"C als auch bei 982°C an allen Punkten in dem Gußstück erzielt werden. Es ist jedoch leicht möglich, unter solchen Bedingungen zu gießen und abzukühlen, die maximale mechanische Eigenschaften bei 982°C ergeben. Die bei den bisher bekannten Verfahren erhaltenen Gußstücke erfüllten oft nicht die an sie gestellten Anforderungen hinsichtlich der prozentualen vorherigen Kriechdehnung bei 76O°C.

Ein Beispiel für ein Verfahren der eingangs genannten Art, dem die erwähnten Nachteile anhaften, zeigt die US-PS30 08 855.

Durch die FR-PS 14 83 204 ist es bekannt, Gußstücke mil einer im wesentlichen unsymmetrischen Gestalt dadurch herzustellen, daß eine dort näher angegebene Legierung zunächst geschmolzen und unter Vakuum gehalten wird. Anschließend wird die Legierung in eine Gußform gegossen, deren Boden durch eine Platte gebildet wird, die gekühlt wird. Dadurch soll Wärme aus der Gußform abgezogen weiden. Diese Platte besitzt aber eine nur relativ kleine Abkühlfläche, so daß die Legierung in der Gußform nur von dieser relativ kleinen Bodenfläche her gekühlt werden kann, um die dort erwünschten Gußstücke mit säulenförmig kristallinem Aufbau zu erhalten. Die Legierung verfestigt sieh zunächst im Bodenbereich der Gußform. Anschließend wandert die Verfestigungszone schrittweise nach oben durch die Form, so daß sich die Legierung lediglich schrittweise von unten nach oben ansteigend verfestigt. Dies kann nur relativ langsam geschehen, /.um Erstarren einer GasUirbinenschaufel herkömmlicher Lage werden im allgemeinen mehrere Stunden benötigt. Außerdem ist es nachteilig, daß die erwähnten Säulenkristalle parallel zur Achse der Turbinenschaufel ausgerichtet sind. Damit geht der Nachteil einher, daß die Festigkeit und Duktilität des Gußstücks quer zur Abkühlungsrichuing nicht verbessert werden kann.

Die Erfindung vermeidet diese Nachteile, Ihr liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren vorzuschlagen, mit dem Gußstücke mit einer im wesentlichen unsymmetrischen Gestalt gegossen werden können, die gute

s mechanische Eigenschaften sowohl im Temperaturbereich von etwa 982"C als auch im mittleren Temperaturbereich von etwa 76O"C aufweisen.

Ausgehend von einem Verfahren der eingangs genannten Art gelingt dies gemäß der Erfindung

ίο dadurch, daß die gesamte geschmolzene Legierung aus der Gießhitze mit hoher Geschwindigkeit durch den Bereich von 1204"C bis 1010° C abgekühlt und verfestigt wird.

Wegen der erwähnten llafniumanteile der bei dem Verfahren verwendeten Legierung kann diese im Bereich zwischen etwa 1316 und 1204" C ohne Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften schnell abkühlen und darüber hinaus auch in dem sich daran anschließenden Temperaturbereich bis 1010⁰C.

Danach hergestellte Gußstücke haben in allen Bereichen eine gute Duktilität und Festigkeit. Bei der Herstellung von Gasturbinenschaufcln, welches ein bevorzugtes Anwendungsgebiet des Verfahrens nach der Erfindung ist, haben die Gußstücke eine Verhältnisse mäßig gleichförmige Mikrostruktur in axialer Richtung und in Querrichtung zur Achse, obgleich derartige Gußstücke unsymmetrisch geformt sind. Auch können Gußstücke nach dem Verfahren nach der Erfindung sehr schnell gegossen werden. Die damit hergestellten Gußstücke haben die angestrebten guten mechanischen Eigenschaften in den erwähnten Temperaturbereichen von etwa 982°C und auch im mittleren Temperaturbereich von etwa 760"C.

Die Erfindung ist im folgenden an Hand von

is Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Fig. 1 der Zeichnung stellt eine Reihe von schematisierten Diagrammen von voneinander abhängigen mechanischen Eigenschaften und relativen Abkühlungsgeschwindigkeiten von Gußstücken durch ausgewählte Temperaturbereiche dar, während die

F i g. 2 bis 13 eine Reihe von Reproduktionen von Mikrophotographien von verschiedenen Stellen in Querschnitten von Gasturbinenschaufeln darstellen.
Die Wirksamkeit der Erfindung wird im folgenden an Hand von auf Größe gegossenen Legicrungstestproben nachgewiesen, die mit verschiedenen Geschwindigkeiten durch die Temperaturbereiche von 1316 bis 1204°C und 1204 bis 982°C abgekühlt werden. Es ist jedoch wichtig darauf hinzuweisen, daß die mechanischen Eigenschaften, welche die auf Größe gegossenen Testproben aufweisen, für die mechanischen Eigenschaften von gegossenen Heißstufen-Gasturbinenmetallteilen nicht repräsentativ sind. Diese auf Größe gegossenen Proben stellen eher die mechanischen Eigenschaften nur des Teils des gegossenen Gegenstands dar, welcher der gleichen Abkühlungsbehandlung wie die Probe unterworfen wird. Ein tatsächlich gegossener Gegenstand würde eine Reihe von Eigenschaften aufweisen, die von dem Ort, von dem eine

(>o Testprobe entnommen ist, abhängen. Deshalb ist einer der wichtigen Faktoren, die bei der Beurteilung der nachfolgend angegebenen Tcstdaien zu beachten sind, die relative Breite der Bereiche der Abkühlungsgeschwindigkeiten, die angewendet werden können, um in

<>s den Gußstücken annehmbare mechanische Eigenschaften zu erzielen. Gußstücke, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt worden sind, enthalten viel größere Mengen an thermisch behandelter Legierung

zur Erzielung von guten mechanischen Eigenschaften, sowohl bei 982 als auch bei 760⁰C, als die nach den bisher bekannten Verfahren hergestellten Gußstücke.

Ein Vergleich des erfindungsgemäßen Verfahrens mit bekannten Verfahren ist in Fig. 1 dargestellt. Diese zeigt vier Diagramme, von denen das obere Diagrammpaar den Stand der Technik repräsentiert, während das untere Diagrammpaar die vorliegende Erfindung erläutert. Die Daten, auf denen diese Diagramme beruhen, wurden aus einer Reihe von auf Größe gegossenen Teststäben erhalten, die bei verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten hergestellt worden sind, die den Abkühlungsgeschwindigkeitsbereich umfassen, der normalerweise beim Gießen von stromlinienförmigen Heißstufen-Gasturbinenschaufeln auftritt. Die die relativen Abkühlungsgeschwindigkeiten repräsentierenden Teststäbe wurden auf ihre Lebensdauer bis zum Bruch bei 982°C unter einer Belastung von 2040 kg/cm² und auf ihre prozentuale vorherige Kriechdehnung, d. h. den Prozentsatz der Kriechdehnung mehr als 1 Stunde vor dem Bruch bei 760⁰C unter einer Belastung von 6600 kg/cm² untersucht. Bei den zur Erzielung der Daten für beide Diagramme verwendeten Legierungen handelte es sich um identische Legierungen auf Nickelbasis, die eine eutektische Primärphasc in der Gußform enthielten, mit Ausnahme der Tatsache, daß entsprechend den Anforderungen der vorliegenden Erfindung die zur Herstellung für das unlere Diagramm verwendete Legierung etwa 1,5% Hafnium enthielt.

Die Diagramme Sund D der Fig. 1 der Zeichnung zeigen, daß die Spannungsbruch-Lebensdauer bei 982"C des Metalls in den Gußstücken bei Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens praktisch nicht beeinträchtigt wurde. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkcit durch den Bereich von 1204°C bis 1010⁰C langsam ist, ist die Bruchfestigkeit (Lebensdauer bis zum Bruch) des gegossenen Metalls bei 982"C unter hoher Spannung verhältnismäßig gering. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit durch diesen Bereich schnell ist, ist die Bruchfestigkeit verhältnismäßig gut. Der minimale annehmbare Abkiihlungsgeschwindigkeitsbereich ergibt sich aus den praktischen Anforderungen bezüglich der minimalen annehmbaren Bruchfestigkeit bei 982' C und ist in beiden Diagrammen gleich. Die Kurve ist in beiden Diagrammen H und D praktisch die gleiche, jedoch mit der Ausnahme, daß die Kurve des Diagramms D (das von Hafnium enthaltenden l.egienmgsproben abgeleitet ist) diffuser gezeichnet ist, um die Möglichkeit anzudeuten, daß nach dem crl'indungs gemäßen Verfahren der Abkiihlungsgcsehwindigkeils se bereich, der gute Spantuingsbrucheigenschiilicn bei 982"C ergibt, etwas eingeengt sein kann. Diese leichte Einengung ist von keiner wirklich praktischen Bedeutung, da die praktisch erzielburen Abkühlungsgeschwiudigkeiten. angedeutet durch die schraffierten Kästchen ss in der Fig. I sicherlich innerhalb des annehmbaren Abkühlungsgeschwindigkeitsbereiches liegen.

Die die prozentuale vorherige Kriudulchiuing darstellende Kurve ist eine andere Sache. Im Falle des Diagramms A (das auf hafniumfreien Legierungen beruht) zeigt die die prozentuale vorherige Kriechdehnung darstellende Kurve bei einer niedrigen Abkühlungsgeschwindigkeit durch den Bereich von 1204 bis 1010⁰C einen hohen Prozentsatz an vorheriger Kriechdehnung an. Bei sehr schnellen Abkühlungsgeschwindigkeiten ist der Prozentsatz an vorheriger Kriechdehnung sehr wichtig und unbrauchbar. Das Maximum des annehmbaren Abkühlungsgeschwindigkeitsbcreiches ergibt sich aus technischen Erwägungen bezüglich des minimalen annehmbaren Prozentsatzes an vorheriger Kriechdehnung. In dem Diagramm C(das von Hafnium enthaltenden Legicrungsproben abgeleitet ist) zeigt die die prozentuale vorherige Kriechdehnung darstellende Kurve nicht nur einen höheren Wert bei sehr langsamen Abkühlungsgeschwindigkeiten, sondern auch eine Differenz in der Neigung in der Weise, daß bei sehr hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten die prozentuale vorherige Kriechdehnung noch oberhalb eines annehmbaren Wertes liegt. Die schraffierten Kästchen in den Diagrammen A und Czeigen die normalerweise beim Abkühlen von Gasturbinenschaufelformlingen von 1316 auf 1204⁰C auftretenden Abkühlungsgeschwindigkeitsbcrcichc. In dem erfindungsgemäßen Verfahren liegt dieser Bereich der praktischen Abkühlungsgeschwindigkeiien völlig innerhalb der annehmbaren Abkühlungsbereiche, während in den bekannten Verfahren der annehmbare Abkühlungsgcschwindigkeitsbereich gerade an den in der Praxis auftretenden Abkühlungsgeschwindigkeitsbcrcich angrenzt.

Das Ergebnis dieser Erscheinungen, die direkt auf dem nach erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Gußstücke anwendbar sind, ist, daß ein großer Teil des Metalls beispielsweise eines Turbinensehaufelgußstücks. das einer thermischen Behandlung unterworfen worden ist, sowohl bei 982" als auch bei 7bO"C annehmbare mechanische Eigenschaften ergeben kann. Im Gegen satz dazu weist in den bekannten Verfahren nur eine kleine Menge des Metalls mil einer thermischen Behandlung innerhalb der engen annehmbaren Abkiihlungsgeschwindigkeitsherciche brauchbare mechanische Eigenschaften sowohl bei 982"C als auch bei 760 ( auf.

Bei der Errechnung der Ahkühlungsgcsclnvindigkciten wurde eine I liilfie eines typischen Turbinenschaufelabschnitte in 4^r) Punkte aufgeteilt, wobei zur Chanikterisierunj: der refraktären Umgebung und des Grcnzgc bietes weitere 1 38 Punkte verwendet wurden. Der in der I ig. I dargestellte und errechnete Abkilhlungsgcschwindigkcitsbereich ist der Bereich der durchschnittlichen Ahkühlungsgeschwindigkeilen durch die beiden Temperaturbereiche von drei das Metall reprliscnticrencleti Punkten der Vorderkante, der Hinterkante und der Mittellinie der Turbinenschaufel. Diese durchschnittlichen Geschwindigkeiten sind in der folgenden Tabelle I zusammengestellt,

Tnbcllc I

ΊΐΊ1Ι|Η'ΠΙΙΙΙ|·|ΗΜ(.'ίΐΊΐ

lliniL'i'kniitc

Mittellinie

Voi'ili'i'kiiiitr

IiI(V 1204' C
1204 K)IO¹¹C

IJ..}"(7Sek.

3,22 (/Sek.

13,4"(7Sek.

3,87¹¹CVSCk.

6,6^rVC7Sek.
3,82' (VSck.

Die angegebenen Geschwindigkeiten sind Durchschnittswerte von Geschwindigkeiten über den Temperaturbereich und außerdem Durchschnittswerte von Abkühlungsgeschwindigkeiten des Metalls innerhalb jeweils der drei ausgewählten Punkte. Deshalb kann, obwohl die in der F i g. 1 dargestellte Kurve genaue und realistische Richlungsangabcn darstellen, die F i g. ! nicht dazu verwendet werden, genau die Eigenschaften irgendeines bestimmten Mctallvolutnens in einem Gußstück anzugeben.

Die erfindungsgemäßen Gußstücke sind durch eine im wesentlichen einheitliche metallographische Grundstruktur über ihre Querschnitte, selbst solche Querschnitte charakterisiert, die quer zu einer Stromlinienform geschnitten sind. Diesbezüglich sei darauf hingewiesen, daß unter dem Ausdruck metallographischc Grundeigenschaften auch das Verhältnis von Carbid- und )'-Primärphasen zu Kornstruktur zu verstehen ist. Die spezielle Form, in der die y-Primärphase innerhalb der Kornstruktur auftritt, ist nicht besonders einheitlich innerhalb eines Schaufelquerschnittes. Diese Art der Uneinheitlichkeit scheint jedoch nicht nachteilig zu sein. Die F i g. 2 bis 13 stellen Mikrophotographien der in der folgenden Tabelle 11 aufgezählten Art dar.

Tabelle Il

SchcUifclflächc

Legierung*

Hinterkante

Zentrum

Vorderkante

I linterkanle
/en trum
Vorderkante

I linicrkanlc
/onιnun
Vorderkante

A
A
A

B
B
B

1,5% Hf
1,5% Hf
1,5% Hf

ja

I linterkanle B f 1,5"/» Hf ja

Zentrum B ·)■ 1,5% Hf ja

Vorderkante B I 1,5% Hf ja

i|: der Legierungen Λ und Il ist weiter

") Dk
linien

In jedem Fall eines erfindungsgemäßen Gußstücks ist, wie in der Zeichnung dargestellt, die Korngrundsiruktur der gegossenen Legierung nicht leicht sichtbar. Dies ist deshalb der Fall, weil die Carbide, die bei dein Gießen nach den bekannten Verfahren vorzugsweise in den Korngrcnzbereichen entstehen, in tion erfindungsgemilßen Gußstücken über die Kornstiuktur verstreut sind und damit die Korngronzbcreiehe nicht markieren. Außerdem fehlen in den erfindungsgemaßen Gtißslük· ken praktisch die j'-Primarumnüllumjcn, die sich an den Korngrenzlinien in den bekannten Gußstücken bilden können. Das Fehlen der y-Primarumhülluiigcn, die diskrete und langgestreckte Carbide Hingeben, ist deshalb wichlig, weil solche Umhüllungen Bereiche innerhalb des Gußstücks schliffen, die gegen Scherbeanspruchiing bei mittleren Temperaturen von etwa 76O⁰C insbesondere dann empfindlich sind, nachdem das Gußstück ausreichend lange auf erhöhte Temperatur erhitzt worden ist, um eine Diffusion des Kohlenstoffs innerhalb des Gußstücks einzuleiten.

Hinsichtlich der Produkte umfaßt die vorliegende Erfindung gegossene Hoch tempera tur-Turbi neu metallteile, beispielsweise Turbinenschaufel, Flügel, in einem Stück gegossene Turbincnräder und Leitschaufel und

ίο allgemein Gußstücke mit mehreren Stellen, die nach der Erstarrung mit verschiedenen Geschwindigkeiten durch die beiden Temperaturbereiche von 1316 bis 1204⁰C und von 1204 bis 1010⁰C abgekühlt werden können, die aus einer Chrom enthaltenden Legierung auf Nickclba-

i.s sis hergestellt sind, die in ihrer ursprünglichen Form technisch annehmbare Fcstigkeits- und Duktililätseigenschaften aufweisen, und durch Einarbeitung von mindestens 0,5 bis etwa 5 Gew.-% Hafnium in die gegossene Legierungszusammensetzung modifiziert sind.

Wie oben angegeben, kann in die gegossene Legierung als Ersatz für eine gleiche Gewichtsmenge Nickel, Tantal und auch anderer hitzefester Elemente Hafnium eingearbeitet werden. Das heißt allgemein gesprochen, daß dann, wenn Elemente, wie z. B. Tantal, in einer Legierung durch Hafnium ersetzt werden, die

Festigkeitseigenschaften der Grundlcgierung nicht rrfindungs- beträchtlich geändert werden, während gleichzeitig die gemäß Duktilität der Legierung beträchtlich erhöht wird. Wenn

to Lcgierungselcmentc, wie z.B. Nickel, durch Hafnium ~ ersetzt werden, werden tlic Duktilitätseigenschaftcn der

~ Legierung beträchtlich verbessert, während es gleich-

~ zeitig möglich ist, die Festigkeitscigenschaften der

j.i Grundlcgierung zu verbessern.

is Das erfindungsgemäßc Verfahren kann auch auf Gußstücke angewendet werden, die unter Verwendung von ungcschmolzcncm Material, d. h. einer vorher umgeschmolzenen und gegossenen Legierung hergestellt wurden. Wenn die umgeschmolzenen Chargen

•in nach dem erfindungsgemaßen Verfahren so modifiziert werden, daß sie etwa 0,5 bis etwa 2"/o Hafnium enthalten, wurde festgestellt, daß die umgeschniol/.cnes Material enthaltenden Chargen Metallteile einer solchen Qualität liefern, die mindestens völlig gleichwertig

■is der Qualität der aus den frischen Chargen hergestellten Metallteile ist. Es ist zwar noch nicht vollständig geklärt, worauf dieses zurückzuführen ist, es wird jedoch angenommen, daß bei Verwendung von uiugcschmolzciKMi Chargen unvermeidlich bestimmte Typen liner·

Sn wünschter Verunreinigungen in sehr kleinen, analytisch nicht feststellbaren Mengen in das Metall eingeführt werden. Hafnium hat nun offenbar die Fähigkeit, sich mit diesen Verunreinigungen zu verbinden und sie wirksam zu beseitigen oder das metallurgische Gleich-

ss gewicht der Legierungen auf solche Art und Weise zu modifizieren, daß die Legierungen gegenüber Verunreinigungen weniger empfindlich ist.

Die chemische Zusammensetzung in Gew.-% einiget bekannter Legierungen auf Nickelbasis, auf die die Mi vorliegende !Windung anwendbar ist, sind in der folgenden Tabelle Ml angegeben,

Tabelle III

I)

C	0.Γ)	0,10	Ο,Γι	0,12	0,1 H
(Ϊ	¹U)	K₁O	M₁O	I 2Λ	10.0

ι :',o

Fortsetzung	\	Ii	(	I)	Γ..	Γ
	10,0	10,0	10,0		15,0
Co	10,0	—	12,5	—	—	—
W	2,5	6,0	—	4,2	J₁O	4,5
Mo	1,5	4,25	—	—	—	—
Ta	1,5	1,0	2,0	0,8	4,7	0,6
Ti	5,5	6,0	5,0	6,1	5,5	5,9
ΛΙ	0,015	0,015	0,01 5	0,012	0,014	0,01
B	0,05	0,10	0,05	0,10	0,06	0,10
Zr	—	—	1,0	2,0	—	2,0
Nb	—	—	—	—	1,0
V	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest
Ni

Es sei darauf hingewiesen, daß die in der vorstehenden Tabelle III angegebenen Zusammensetzungen nominelle Zusammensetzungen sind und daß der Prozentgehalt jedes vorhandenen Elementes um plus oder minus etwa 10% der angegebenen Menge variiert werden kann. Die Legierungen können auch insgesamt bis zu etwa 2 Gew.-% an Nebenelementen, z. B. Mangan, Silizium, Eisen usw. enthalten. Zur Erzielung einer guten technischen Durchführung werden die Nichtmetalle, wie z. B. Schwefel, Sauerstoff und Stickstoff und die schädlichen Metalle, wie z. B. Blei, Wismut, Arsen usw. auf einem möglichst niedrigen Wert gehalten. Alle in der Tabelle III angegebenen Legierungen und die erl'indungsgemäßen Legierungen werden vorzugsweise durch Schmelzen im Vakuum und Gießen im Vakuum in Präzisionsgußformen in der Form von Gast u rbincnniu tall teilen hergestellt.

Aus der vorstehenden Tabelle kann der Fachmann entnehmen, daß die erfmdungsgemäß hergestellten Gußstücke, die vorteilhafte I leißstufen-Gasturbinenmolormetallteile liefern, aus Legierungen hergestellt sind, die in den Bereich der Zusammensetzung in Gew.-% fallen, der in der folgenden Tabelle IV angegeben ist.

.15

weiteres Hafnium zuzusetzen, wenn nicht durch die Materialzusammensetzung der Charge oder das Bearbeitungsverfahren der Hafniumgehalt auf einen Wert unterhalb etwa 0.5% herabgesetzt wird. Legierungen innerhalb des in der vorstehenden Tabelle IV angegebenen Bereiches können insbesondere hinsichtlich der Elemente Tantal und Wolfram (wenn Wolfram vorhanden ist) ausgewogen werden, indem man den Wolframgehalt oberhalb etwa 8 Gew.-% und den Gesamtgehalt an Tantal plus Wolfram unterhalb etwa 13 oder sogar IO Gew.-% hält. Die Legierungen innerhalb des in der vorstehenden Tabelle IV angegebenen Bereiches sind auch vorzugsweise so ausgewogen, daß der Kohlenstoffgehalt höchstens etwa gleich dem 1 lafniumgehalt auf Atombasis ist.

Die vorliegende Erfindung betrifft insbesondere Gußstücke mit den in der folgenden Tabelle V in Gew.-% angegebenen Zusammensetzungen:

Tabelle V

Tabelle IV	0,OJ¹Vo	-O/Wo	Ti
C	7¹Vo-	I Wo	Al
Cr	bis zu	JWo	Al
Co	bis /it	14%	B
W	bis /u	H¹Vo	Zr
Mo	bis /ti	6¹Vo	Nb
Τ.ι			V

ι Ti

Durch Zugabe von I lalniiim odei vorzugsweise durch Substitution von Hafnium in Mengen von etwa 0,5 bis etwa l,^r) oder sogar 5 Gew.-¹Vo zu ausgewogenen l.egieningszusaniniense'izungen innerhalb des in der vorstehenden Tabelle IV angegebenen Bereiches wird die Duktililäl der Formlinge erhöhl, Das I lalniiim wird der Legierung nach der Desoxydation ohne Schwierigkeiten zugesetzt und danach wird die modifizierte Legierung genauso behandelt als wenn sie nicht modifiziert worden wäre, Für den Tall der Verwendung von umgeschmol/cnen Chargen, die ims bereits Hafnium enthaltendem iinigeschinolzcncni Material hergestellt werden, isi es manchmal nicht erforderlich, (II)

Legierung 2

0,OJ¹Vo -0,1 J¹Vo
7¹Vo- K)¹Vo
(Wo-IJ¹Vo
bis /u J¹Vo
4¹Vo--H¹Vo
2,Wn--4,Wo
0.5¹Vo- 1,5%
■\Wo--lvWn
0,00.1%--0.1%

(M)J¹Vo-O, J'Vii
0,7η/,-.μι/,

im wcscnlliehcn
der liest

Die 111 der Tabelle V angegebenen Legierungen I um! 2 wurden geschmolzen und unter Vakuum gegossen unter Bildung von auf GrölJe gegossenen Metallteilen uml kleinen Proben für die chemische Analyse. Aus Legierungen dor Keinen A und B, die mit Ausnahme des Gehaltes an Hafnium mit den Legierungen I i:nd 2 praktisch Übereinstimmten, wurden Vcglcichsproben hergestellt.

In der folgenden Tabelle IV sind die chemischen /.usammeiisei/ungci von einigen Legierungen angegeben aus denen erfinduiigsgemiil.le Ciul.lslüeke hergestellt werden können,

	C	0,10¹Vo-0,1 H¹Vo
	Cr	7¹Vo- M¹Vo
	Co	(WlI - I J¹V(I
0,5¹Vi₁-(Wo	■is W	H¹Vo- IJ¹Vo
4"/o-7"/o	Mo	J¹Vo - 5¹Vo
6,5¹Vo l(),5"/o	Tn	bis /it J¹Vo
bis /ti O₁J¹Vo	Ti	I¹Vn- J¹Vo
bis /M 0,5¹Vo	Al	•Wo - (Wo
bis zu J¹Vo	M. B	0,004% -O₁I¹Vo
bis /it 1,5¹Vo	/r	O₁OJ¹¹O -O₁I¹V_n
	III	0,7OZ_1-4O/,
'iiigcr als etwa	Ni	im wesentlichen
		der Kost

Tabelle VI

Legierung

ΛΙ	5.48	5,70	5,60	5,83	b.03	6,03	6,13	6,06	6,15
B	0,017	0,17	0,17	0,015	0,018	0,017	0,018	0,015	0,016
C	0,12	0,14	0,14	0,09	0,10	0,10	0,05	0,07	0,07
Cr	8,78	8,60	8,55	7,78	7,82	7,73	8,05	7,95	7,98
Co	10.1	10,0	9,85	9,88	9,80	9,78	9,79	9,79	9,72
Mo	2,52	2,47	2,43	6,00	5,77	5,75	6,05	6,10	b,12
Ni	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest
Ti	1,50	1,54	1,59	1,08	1,06	1,05	1,03	1,08	1,08
W	9,90	9,80	9,55	0,1	0,1	0,1	—	—	—
Zr	0,12	0,1!	0,14	0,09	0,07	0,13	0,13	0,15	0,16
Hf	1,50	2,20	3,30	0,49	1,10	1,40	0,53	1,03	1,55
Ta	—	—	—	4,40	4,27	4,32	3,88	3,25	2,73

Es ist klar, daß in dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung von Hafnium enthaltenden Legierungen und insbesondere zur Behandlung von umgeschmolzcnes Material enthaltenden Schmelzen das Hafnium im wesentlichen in elementarer Form oder in Form einer Verbindung zugesetzt wird, die sich unter l.egierungsbedingungen zei setzt unter Bildung von metallischem Ha'nium. So kann das Hafnium in Form von metallischem Hafnium, in Form einer llafniumgrundle- u> gierung oder möglicherweise in Form von intermetallischen Hafniumverbindungen zugesetzt werden. Wenn das Hafnium in dem geschmolzenen Metall noch nicht einhalten ist, sollte es der geschmolzenen Legierung zu einem Zeitpunkt nach der Raffination der Schmelze, .vs /. B. (.lurch eine Kohlenstoff-Irischreaktion, zugesetzt und dann im wesentlichen beruhigt werden, um die Bildung überschüssiger Mengen des sehr stabile! I lafniumoxyds zu vermeiden. Dem Fachmann is bekannt, daß es zweckmäßig ist, Legierungen des hie erörterten Typs unter Hochvakuum zu schmelzen um zu gießen, um den Einschluß von schädlichen Mengei Sauerstoff, Stickstoff usw. in der Legierung zt vermeiden. Unter bestimmten Bedingungen könnei jedoch die vorstehend beschriebenen l.egierungei unter einem Inertgas oiler einem anderen Schut/ga: geschmolzen und an der Luft vergossen werden vorausgesetzt, daß dies sorgfältig durchgeführt wird.

Die chemischen Zusammensetzungen in (lew.-% voi anderen Legierungen, aus denen vorteilhafte erl'in diingsgemiille dußstücke hergestellt werden können sind in tier folgenden Tabelle VII angegeben.

Libelle	C	VII	Il	IJ	I i	ΙΊ	15	ld	17
	( Ί·	I Λ'\|!ίι'ΠΙΙΙ\|!	O₁IJ	0,IH	0,05	0.12	0,1-1	0,05	0,12
	Cn	II)	10,0	10,0	I 2,0	<■!	i)	Ό	12,5
Mo	0,10		I 5,0		9	9	<·)
W	9,0	1,5		■),')	2.5	.'.■I	■».2
Ti	10,0	2,0			l),>)	9,(i	IO
ΛI		1,0	4,7	0,6	1,5	1,5	1,5	0,8
I)	I 1,8	«1,5	5,5	5,9	5,5	^r),5	5,5	(1,1
/r	2,0	0,020	0,OM	0,010		—		._.
Ta	5,0	O.It)	0,0(i	0,10		._
III	0,01	2,0					1.5
Ni	0,05	2,5	.!,'ι	1.5	1,5	U	■1,5	1,5
Nb		Rest	RiM	Kesi	Rest")	Rest")	Rest")	Ri-si
V	Λ Ι	LO	-	.?,!)			_.	2,0
") I mini	Rest	-	1.0
LO	Ml'IIIU'N Ui)I	mill /iiknmiim.

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(iiißslllcken unler llediniMiniU'ii /ur (inlimieriiiii! der mechanischen l-igciisiliallen bei 982 C abgekühl winden waren,hcrgcMelll wurden.

'y

13

Tabelle- VIII

Nr.

1,70

1,40

1,29

1,40

I OSt IlL'i	760 (76600 kg/cm·¹
SIiI.	vorherige
	KriLTlKleliniin
	in %
86,6	5,59
91,1	5,76
94,7	3,83
87,7	4,51
75,3	3,80
83,4	5,44
69,1	4,02
119,7	7,42
126,6	6,82
91,1	4,66
50,4	2,30
65,5	5,85
65,7	3,56
93,7	6,59
61,9	3,46
94,7	5,99

Hierzu 4 Blatt Zeichnunuen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung eines Gußstücks mit einer im wesentlichen unsymmetrischen Gestalt, das s gute mechanische Eigenschaften sowohl bei 982"C als auch bei 76O⁰C aufweist, insbesondere von Gasturbinenteilen, aus einer hochwarmfesten Nikkel-Chrom-Aluminium-Titanlegierung, die insgesamt wenigstens 6,5 Aluminium plus Titan, weniger als 6 Gew.-Prozent Tantal und etwa 0,5 bis 5,0 Gew.-Prozent Hafnium enthält und in erstarrtem Zustand eine y-Matrixphase, eine ausgefällte /-Phase, eine eutektische /-Phase und ein in der Matrixphase dispergierte Carbidphase besitzt, dadurch gekennzeichnet, daß die gesamte geschmolzene Legierung aus der Gießhitze mit hoher Geschwindigkeit durch den Bereich von l204°Cbis 10!0°Cabgekühltund verfestigt wird.

2. Verfahren nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß die geschmolzene Legierung in einer Gußform verfestigt wird, die die Gestalt eines tvietallteils einer Gasturbine hat.