DE2124580C2

DE2124580C2 - Verfahren zur Erhöhung der Dauerschwingfestigkeit von Werkstoffen aus Nickellegierungen

Info

Publication number: DE2124580C2
Application number: DE2124580A
Authority: DE
Inventors: Raymond Charles Windsor Conn. Boettner; Edgar Earl Glastonbury Conn. Brown
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1970-05-18
Filing date: 1971-05-18
Publication date: 1982-03-11
Also published as: US3660177A; JPS572143B1; CH538545A; DE2124580A1; GB1320442A; SE379557B; BE767327A; IL36403A0; IL36403A; FR2089069A5; CA941717A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 angegebenen Art zur Erhöhung der Dauerschwingfestigkeit von Werkstoffen aus Nickellegierungen.

Im Gasturbinentriebwerksbau, wo widerstandsfähige Werkstoffe aus Nickellegierungen von großem Nutzen sind, ist die Dauerschwingfestigkeit einer der kritischen Faktoren, der berücksichtigt werden muß. Bei Turbinenscheiben und -wellen kann die Dauerschwingfestigkeit, insbesondere die für niederfrequent auftretende Lastspiele, tatsächlich der begrenzende Faktor für die Lebensdauer von solchen Bauteilen sein. Das Problem der Dauerschwingfestigkeit kann zwar in einigen Fällen durch den Einsatz anderer Werkstoffe oder durch Veränderungen der chemischen Zusammensetzung der Legierungen gelöst werden, solche Maßnahmen werden jedoch aus wirtschaftlichen Gründen nur ungern ergriffen.

Bekanntlich sind die physikalischen Eigenschaften von Triebwerksteilen nicht nur von deren chemischer Zusammensetzung, sondern auch von deren Ferligungsvorgeschichle abhängig. Durch richtiges Bearbeiten können bestimmten Legierungen bestimmte Eigenschaftsänderungen gegeben werden oder die Legierungseigenschaften können insgesamt verbessert werden. So ist es beispielsweise bekannt (US-PS 34 20 716), bei Werkstoffen aus Nickellegierungen, die durch Ausscheidung härtbar sind, durch Warmverformung des Werkstoffes und anschließendes Glühen desselben zusätzliche Festigkeit und Härte zu erzielen.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Erhöhung der Dauerschwingfestigkeit von Werkstoffen aus Nickellegierungen zu schaffen, die durch Ausscheidung intermetallischer Verbindungen härtbar und deren Ausscheidungen oberhalb der Rekristallisationstemperatur stabil sind, um bei einer späteren Rekristallisation eine Kornfeinung durch Hemmung der Wanderung der Korngrenzen zu erzielen.

Diese Aufgabe wird durch die im Kennzeichen des Patentanspruchs 1 angegebenen Schritte gelöst.

Von besonderem Interesse sind bei dem Verfahren nach der Erfindung Nickellegierungen, die folgende Zusammensetzungen haben:

Legierung I

Legierung Il

Legierung IH

Ni
Cr
Co
Γ

Rest
18.5%

0.1%

Rest

12.5%

0.1%

Rest

19.5%
13.5%
0.08%

	3	Legierung	21	ι	24 580	4	Legierung III
Ι--ηΠΜ.../ι.η		18%				-
		0,97,		Legierung II	3%
Fe		0,6%		34%	1,4%
Ti		3%		-	4%
ΛI		5(Cb +	Ta)%	2,67,	0,005 (B) %
Mo				6%	0,08 (Zr) %
andere		0,015 (B) %

Die Werkstoffe, die für die Losung dieser Aufgabe geeignet sind, müssen folgende Bedingungen erfüllen:

1. Die Lösungstempei atur der Ausscheidungen muß oberhalb der Rekristallisationstemperatur liegen;

2. die Ausscheidungstemperatur für stabile Ausscheidungen im Korninnern muß unterhalb der Rekristallisationstemperatur liegen, wobei diese Temperatur höher ist als diejenige, die für metastabile Ausscheidungen an den Korngrenzer: erforderlich ist; und

3. die Ausscheidungen müssen oberhalb der Rekristallisationstemperatur stabil bleiben.

In der Ausgestaltung der Erfindung nach Anspruch 1 sind die stabilen intermetallischen Ausscheidungen kugelförmige Eta-Phasen, in der Ausgestaltung nach Anspruch 3 überalterte /-Phasen und in der Ausgestaltung nach Anspruch 4 haben die Ausscheidungen einen durchschnittlichen Korndurchmesser von ungefähr 0,0001 bis 0,001 mm.

Bei dem Verfahren nach der Erfindung und dessen weiteren Ausgestaltungen wird der Werkstoff geglüht und verformt, um eine gleichmäßige Verteilung von stabilen intermetallischen Ausscheidungen zu erreichen, und anschließend rekristallisiert. Dabei kann die gleichmäßige Verteilung der stabilen intermetallischen Ausscheidungen erreicht werden durch Kaltvervormung oc?ir durch Verformung unter gleichzeitigem Glühen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur mit anschließendem Glühen zum Ausscheiden einer kugelförmigen Eta- oder einer überalterten /-Phase, durch eine Verformung bei einer Temperatur, die ausreicht, um eine Ausscheidung der stabilen intermetallischen Phase während der Verformung hervorzurufen, oder durch Ausbilden einer herkömmlichen nadelartigen Eta-Phase und anschließende Verformung und Glühbehandlung, um die Ausscheidung in die feine kugelförmige Eta-Phase umzuwandeln. Durch das abschließende Glühen zur Rekristallisation des Geiuges werden dann in jedem Fall Korndurchmesser von maximal 0,011 mm erzielt.

Mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigt

F i g. 1 ein Mikrobild von in herkömmlicher Weise bearbeitetem Stabmaterial aus der Legierung 1, das ein vergleichsweise grobes Korn (Korndurchmesser 0,091 — 0,062 mm) und das NichtVorhandensein einer nennenswerten Menge der Eta-Phase zeigt (15Ofache Vergrößerung vorder Verkleinerung),

F i g. 2 ein Mikrobild einer Scheibe aus der Legierung I, die gemäß dem Verfahren nach der Erfindung bearbeitet worden ist und eine feine Korngröße (0,006 mm) aufweist (250fache Vergrößerung vor der Verkleinerung),

Fig. 3 ein Mikrobild der Probe von Fig. 2 bei

stärkerer Vergrößerung, das eine gleichmäßige Verteilung der die Kornfeinung bewirkenden kugelförmigen Eta-Teilchen zeigt (lOOOfache Vergrößerung vor der Verkleinerung), und

F i g. 4 ein Diagramm, welches die Dauerschwingfestigkeit der Legierung II als Funktion der Korngröße zeigt

Der Bedarf an einer verbesserten Triebwerksleistungsfähigkeit und einer Erhöhung der Triebwerksbe- ;riebstemperaturen sowie Produktverbesserungsprogramme zum Erhöhen der Lebensdauer von Triebwerksteilen sind an dem Punkt angelangt, wo die Grenzen der Werkstoffe erreicht sind. Insbesondere bei Gasturbinentriebwerkswellen und -scheiben hat es sich gezeigt, daß durch die Dauerschwingfestigkeit für niederfrequent auftretende Lastspiele in vielen Fällen eine Grenze gesetzt wird. Bei der Untersuchung des Dauerfestigkeitsverhaltens von bestimmten Nickellegierungen in Abhängigkeit von der Glühbehandlung hat es sich gezeigt, daß ultrafeine Korngrößen stark verbesserte Festigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften ergeben, wobei insbesondere festgestellt wurde, daß durch geeignete Bearbeitung die Korngröße durch die Ausscheidung von besonderen intermetallischen Verbindungen vor der Rekristallisation beträchtlich verringert werden kann.

Im Falle de: Legierung 1 kann nie Kornfeinung durch die Ausscheidung einer Eta-Phase vor der Rekristallisation erzielt werden. Die Eta-Phase ist in dieser Legierung eine orthorhombische Ni3Nb Phase, die in dieser Legierung typischerweise in dem Temperatu; oereich von 871 bis 927°C ausgeschieden wird und oberhalb der Rekristallisationstemperatur der Legierung stabil ist. Wenn der Eta-Phase in einer voll geglühten Legierung sich auszuscheiden gestattet wird, bildet sie normalerweise Keime an den Korngrenzen und vorzugsweise längs der (lll)-Kristallebenen, die lange gerade Nadeln bilden, welche jedes Korn durchqueren. Da sie in dieser Form nicht nennenswert zur Festigkeit der Legierung beiträgt und tatsächlich mit den die härtende /-Ausscheidung bildenden Elementen konkurriert, wird in der Lite/atur überwiegend geschlossen, daß die Eta-Phase vsrmieden werdsn sollte.

Wenn jedoch die Eta-Ausscheidung gezwungen wird, sich in einem V'erkstoff auszuscheiden, der unterhalb der Rekristallisationstemperatur verformt worden ist, kann sie in einer gleichmäßigen Verteilung in der gesamten Matrix erzeugt werden und erscheint dann metallographisch als insgesamt kugelförmige Teilchen mit einem Durchmesser von 1 —3 μπι. Das ist in F i g. 3 zu erkennen. Wer.r; der Werkstoff dann rekristailisiert wird, wobei die gleichmäßige Verteilung der feinen kugelförmigen Eta-Ausscheidung vorhanden ist, enthalten die neu geformten Korngrenzen die Eta-Ausschei-

dung, was das Kornwachslum wirksam blockiert. Das Ergebnis ist ein viel feineres und gleichmäßigeres Korn als das durch die herkömmliche Bearbeitung erzielte, was durch einen Vergleich der Mikrobilder von F i g. 1 und 2 leicht zu erkennen ist. Dabei kann der Korndurchmesser von 0,125 mm auf wenigstens etv/a 0.011 mm verringert werden, wobei gleichzeitig die Dauerfestigkeit um etwa 40% erhöht wird. Es lassen sich daher Werkstoffe aus Nickellegierungen herstellen, die Dauerfestigkeiten haben, welche die der Werkstoffe aus Eisenlegierungen, bei denen die Dauerfestigkeitseigenschaften häufig von der Korngröße unabhängig sind. erreichen oder übersteigen.

Die beträchtlichen Eigenschaftsverbesserungen wur den bislang nur bei denjenigen Nickellegierungen erzielt, die eine feim: Korngröße haben, welche ihrerseits eine Funktion nicht nur der Gluhbehandlungen, sondern der gesamten Bearbeitungsparameter und der Reihenfolge der Bearbeitungsschrittc ist. Zur Reproduzierbarkeit und zum Erreichen von optimalen Ergebnissen muß der gesamte Fcrtigungspro/eß genau gesteuert werden, einschließlich der Verformungsva· nablen.

Die Erfahrung hat gezeigt, daß eine Anzahl von Kriterien erfüllt sein muß. damit wirksame Ergebnisse erzielt werden. Die intermetallische Ausscheidung muß bei Temperaturen oberhalb der Rekristallisationstemperatur der Legierung stabil sein, denn die Kornfeinungsfunktion der Ausscheidung hängt selbstverständlich von ihrem Vorhandensein während des Rekristallisationsprozesses ab. Die Ausscheidung ;mi!3 bei Temperaturen unterhalb der Rekristallisationstcmperatur in großen Mengen erfolgen und in cli π gesamten Mikrogefüge gleichmäßig verteilt sein. Die Rekristallisation muß im Anschluß an die Bildung der stabilen r

Tabelle I

intermetallischen Phase erfolgen. Aus praktischen Gründen wird im Produktionsvorlauf ein angemessener Abstand zwischen der Rekristallisationstemperatur und der L.ösungstemperatur der stabilen intermetallischen ■ Phase sehr bevorzugt, was im folgenden noch ausführlicher erläutert ist.

Die Legierung Il zeigt eine Ausscheidung einer hexagonalen Ni_tTi-Eta-Phase mit Eigenschaften, die denen der bei der Legierung I beobachteten Ni₁Nb-PlIase gleichen. Die Verzögerung des Kornwachstums durch eine gleichmäßige Verteilung einer kugelförmigen Hta-Phase im hei dieser Legierung ebenfalls erreicht worden. Im Vergleich zu in hcrkömmlicherweisc bearbeiteten Werkstoffen aus der Legierung Il weisen die feinen Gefüge, die sich bei der Bearbeitung durch das hier beschriebene Verfahren ergeben, Korndurchmesser von 0,011 mm sowie überragende Dauer- und Zugfestigkeit.seigenschaften auf. Die Zug- und die Stri'i-kfi'siii'lciMt werden um einen Faktor von olw;i 10 - 20'Vo erhöht, und bei einem glatten Stab wird die Dauerschwingfestigkeit für hochfrequent auftretende I .astspiele um einen Faktor von 40% erhöht.

In ihrer üblichen chemischen Zusammensetzung stellt sich bei der Legierung Il ein praktisches Bearbeitungsproblem. Während die Legierung I eine Temperaturdifferenz von 28—42"C zwischen der Eta-Lösungstemperatur und der Rekristallisationstemperatur aufweist, betrag* die Differenz bei der Legierung Il nur etwa 8-14⁰C. Aufgrund dieser sehr kleinen Differenz sind die Bearbeitungsschwierigkeiten bei diesen Legierungen größer. Es-ist selbstverständlich möglich, dieses Problem durch gewisse Modifizierungen der Legierungszusammensetzung zu lösen. Die Eta-Lösungstemperaturen wurden für mehrere derartige Modifizierungen ermittelt und sind in der Tabelle I angegeben.

I'rohe	!■■M-Lösuni.Mirnp.	C	Cr	Mo	Ti	B	Ni	Io
	I (I	I '■,)	ι I	Γ .ι	I "'■)	(M	( ι
1*)	96X- 982	0.03	13.5	5.5	2.9	0.015	45	Rest
2	1038-1052	0.03	15.5	7.1	4	0.015	45	Rest
3	1025-1038	0.03	13.5	7.1	4	0.015	45	Rest
4	996-1010	0.03	11.5	7.1	4	0.015	45	Rest
S	996-1010	0.03	13.5		4	0.015	45	Rest

Das Erhöhen des Gehaltes an Chrom, Molybdän und Titan führt zu höheren Eta-Lösungstemperaturen und bei allen Zusammensetzungen scheint dann die Rekristallisationstemperatur unter ?68°C zu liegen. Diese modifizierten Legierungen können so in den gewünschten feinkörnigen Zustand bei höheren Schmiedetemperaturen und in einem breiteren Temperaturbereich als die Kontrollzusammensetzung geschmiedet werden.

Das hier beschriebene Verfahren ist außerdem auf die Legierung HI angewandt worden, bei der die Hemmung der Wanderung der Korngrenzen während der Rekristallisation durch eine überalterte /-Ausscheidung erfüllt wird. Diese Auscheidung. die einen mittleren Durchmesser von 05— 1 μπι hat, wird in dem Werkstoff vor dem Schmieden oder einer anderen Verformung durch eine Glühbehandlung bei einer Temperatur von 982—996* C während 24-4« h erzeugt

Die Rekristallisation ist ein Verfahren, durch das kalt^erformter Werkstoff durch die Keimbildung und das Wachsen von neuen Körnern wieder ein spannungsfreies Gefüge erhält Bei den durch Ausscheidung gehärteten Nickellegierungen wird die Rekristallisation oberhalb der Lösungstemperatur der härtenden Phase oder Phasen ausgeführt In den Legierungen I und II sind die die ICorngrenzenwanderung hemmende Eta-Ausscheidung und die härtende /-Phase durch divergierende Lösungstemperaturen gekennzeichnet und die Rekristallisation wird bei einer Temperatur oberhalb der Lösungstemperatur der /-Phase, aber unterhalb der der das Kornwachstum verzögernden Phase durchgeführt In dem Fall der Legierung Hl sind die die Komgrenzenwandening hemmende Phase und die härtende Phase chemisch und metallurgisch im wesentlichen gleich, während der Hauptunterschied in

der Korngröße der Ausscheidung liegt. Wegen dieser Größendifferenz ist es jedoch möglich, die härtende Phase zu lösen und dabei den Effekt der überalterten Ausscheidung fjr die Korngrößensteuerung aufrechtzuerhalten, da die kleineren leuchen leichter gelöst werden können. Der Rekristallisationsprozeß ist bei dieser Legierung jedoch zeitlich begrenzt.

Die Tabelle Il zeigt zum Vergleich die Ausscheidungseigenschaften der Rta-Phase und der härtenden /Phase in den Legierungen 1 und II.

Tabelle Il

der Keaktion der die kornfiren/enwandenmt! hemmenden und der härtenden Ausscheidung

!'hase

Chemische
/iisamiiKMiscl/iiiii;

K n

I ημοΠιΙίΓι."

Typischer Maximale

\iisscheicluni!s- Slahihta'ls-

lemperattir- Temperaliir
bereich

Verfestigiingseiuenseh.ilten

la NiNb Ortliiirhombisi-h 1000 2000 nm 816 954 C 982 C (1)

(Legier Il (optisch sichtbar)

Ni I i I le\ai:onal

)·' NiCb(Ii Kubischtliichen- 30 5(1 nm 538 -816 C

Ni Ii (Ih zentriert oder (optisch nicht

Ni ( Al. Tn (III) raum/enlrierl sichtbar) Tetraüonal

954 C(II)
927-982 C

(!her- Ni (Al. Ii

allene

Kubischtliichen- 0.5
zentriert

1010 C

keine

I lauptsächlkhei

Verfestigungs-

mechiinismus

Begrenzte
Verfestigung

Gemäß der Tabelle Il scheidet sich die F.ta-Phase in den Legierungen I und Il bei der chemischen Nennzusammensetzung in dem Bereich von 816 —927^;C aus. Wenn voll geglühter Werkstoff einer Glühbehandlung in diesem Temperaturbereich ausgesetzt wird, tritt die Eta-Ausscheidung als eine nadelartige Phase auf. wohingegen die gewünschte Kornfeinung von dem Vorhandensein der Eta-Phase als eine gleichmäßige Verteilung von kugelförmigen Teilchen abhängig ist.

Eine kugelförmige Eta-Ausscheidung kann unter jeder der beiden folgenden Verfahrensbedingungen erreicht werden: 1) Glühen der kaltverformten Legierungen dieses Typs in dem Temperaturbereich von 871—927⁰C oder 2) Verformen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur (954°C). Darüber hinaus kann die kugelförmige Eta-Ausscheidung durch Verformung der die nadelartige Eta-Phase enthaltenden Legierungen unterhalb der Legierungsrekristallisationstemperatur erzeugt werden.

Der Verformungsgrad ist unkristisch, so lange ausreichende Energie für die Rekristallisation in das Gefüge eingebracht wird, um eine kugelförmige Eta-Ausscheidung bei diesen Legierungen zu erzeugen. Die Verformung der Legierung I bei Raumtemperatur wird im allgemeinen einen Verformungsgrad von 40% und der für die Legierung II 50% übersteigen, um eine kugelförmige Eta-Ausscheidung beim anschließenden Glühen zu gewährleisten.

Im Falle der Legierung III wird eine überalterte /-Ausscheidung in dem Werkstoff durch Glühen bei 982-996°C während 24-48 h gebildet Da die so gebildete Ausscheidung im Vergleich zu der härtenden /Phase, die während des Alterns (760° C) erzeugt wird, groß und inkohärent ist, ist die Härte des Werkstoffes relativ gering. Nachfolgende Verformungen in die gewünschte Gestalt (typischerweise Freiformschmieden, Preßschmieden oder Extrusion) bei 982—1010° C liefern die gewünschte Rekristallisationsenergie bei :·> Verformungsgraden von 30%.

Die bevorzugten Behandlungsbedingungen für die Legierung I und die Legierung II sind folgende: a) Diffusionsglühen und Eta-Ausscheidungsglühen bei 899-927~C während 4-8 h, b) Schmieden bei j". 50—65% Verformungsgrad auf oder unterhalb der Eta-Lösungstemperatur (996'C bzw. 954⁼C für die obigen Legierungen) und c) Lösungsglühen mit Rekristallisation bei 14 —28°C unterhalb der Eta-Lösungstemperatur. Die letztgenannte Glühbehandlung

4Ii während einer Stunde reicht aus, um eine Rekristallisation ohne nennenswertes Kornwachstum zu bewirker. Kurzzeitige Wiedererhitzungen über die genannten Temperaturen hinaus sind zulässig, vorausgesetzt, daß das Eta-Gefüge nicht nachteilig beeinflußt wird und kein

4) nennenswertes Kornwachstum auftritt.

Nachdem die Korngröße in der oben beschriebenen Weise hergestellt worden ist, werden die Legierungen vor der Verwendung der üblichen Glühbehandlung unterzogen, um sie durch Ausscheidung der härtenden

in /-Phase zu verfestigen. Zu diesem Zweck wird die Legierung I 8 h lang auf 719°C und 8 h lang auf 62TC gehalten. Die Legierung Il wird 6 h lang auf 719°C und 12 h lang auf 649°C gehalten. Die Abkühlungsgeschwindigkeiten sind insgesamt einer Abkühlung an Luft gleichwertig oder schneller.

Bei der Legierung HI beinhaltet die Behandlung: a) am Anfang eine Glühbehandlung bei 982-996=C während 24—48 h, um die überalterte /-Ausscheidung zu bilden; Schmieden in die gewünschte Gestalt unter

so Verwendung einer Vorwärmtemperatur von 982— 1010°C und von Verformungsgraden von 30% oder mehr; und Glühen bei 982—1010°C während 2—4 h zur Rekristallisation, was einen Korndurchmesser von 0,011 mm oder kleiner ergibt Eine anhaltende Temperatur von 10i0°C kann während keiner Stufe des Verfahrens im Anschluß an die Bildung der überalterten /-Ausscheidung, die das Kornwachstum bremst, überschritten werden, weil sie oberhalb dieser Temperatur

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nicht stabil ist. Eine abschließende Stabilisierungsglüh- Die Figenschaftsverbesserungen. die durch das hier

behandlung bei etwa 843T während 4 h und Altern bei beschriebene Verfahren erzielt werden, ergeben sich etwa 760* C während 16 h wird die volle Harte ergeben. aus F" i g. 4 und aus den folgenden Tabellen.

Iahelie IH

/ng- und Dauerscliwingl'esligkeilseigensehallen (für hochfrequent auftretende I.astspiele) von SUihmalerial aus der Legierung I, 'tas bei /u verschiedenen Korinliirchmessern bearbeitet worden is!. Alle Werte hei 4:^4 < aufgenommen

Kormlurehmesser (mm)	Diitierlesiigkeit (N/mm')	Spezifische /uptesliykcil f N/ninr')	Slieckprcn/i: bei 0.2".. Dehnung (N/mm ι	Di'hllUllt! ('·)	Verhältnis von Dauerlesiigkeil /U -pe/MlM'h.·! /ll'jl .'stlgkcit
0.1)04	782.x	I325..1	IOS 5	j 2 s	0.60
0.011	666. I	1215,5		21.5	0.54
0.062	54<>.4	lli)7.4	1 () > ~. 5	17.5	0.47
0 l?5	Λ77.7	I IW)	«MX.·)	20.0	(1.33

Dauerschwinglesligkeilsdaten liir niedeifrequen! auftretende l.aslspiele von Stahnnilcri.il .ms feinkörniger legierung I

Kiirndurehmessor (mm ι

Spannung (N/miir ι

206 ± 44«).8 274.7 ■*- 54«).4

leinperatur ( ι I

4s4

53S

I .!St-PIi-Ii" bis /um \iis|.ill (lu-mittelli

200 000' 41 1)00

*l Keine Ausfallt·.

Bruchbelastungsdaten für Stabmatcrial aus feinkörniger Legierung I

Kiirndurchmesscr	Sp.innuiig
(mm)	iN/niPi- ■■
0.011	hlS
0.004	t)I8
0,01 I	515
0.004	515
Tabelle IV

Te m pc r.i ι u r	/cn Si	> /um Bruch	Iti'.icbilchnuivj
¹ ι )	ch)		ι ι
64«)	2«>3.1		13.1
649	170.6		12.8
704	27.4		16,>)
704	14.1		22.1

Vergleich der Dauersehwingfestigkeitseigenschalten für niederfrequent auftretende Lastspiele vnn Werkstoffen aus feinkörniger Legierung Il und herkömmlich bearbeiteten Werkstoffen aus der Legierung Il

L.esieruns

Kiimihirch messer	Spannung
(mm)	(NVmnr)
0.006	206 ± 449.8
0,062	206 ±449.8
0,1	206 ±449.8
0,006	206 ± 532.2
0.062	206 + 532.2

Iv.Tiper.iiur ι ei

/um \uslall

Legierung I

454 454 454 454 454

200 000*)

20 000- 49

2000- 15000

127 000-147

11000- 35

*) Kein Ausfall.

Bruchbelastungsdaten für Stabmaterial aus feinkörniger Legierung II

Korndurchmesser (mm)

Spannung (N/mm²)

Temperatur CC)

Zeit bis zum Bruch

Bruchdehnung

618 549.4

649 649

12,8 37,2

13 15

Durch Erzeugen einer feinen gleichmäßigen Verteilung einer die Korngrenzenwanderung hemmenden Ausscheidung, wie beispielsweise der kugelförmigen Eta-Phase oder der überalterten /Phase vor der Rekristallisation und durch Ausführen der Rekristallisation in Gegenwart der die Korngrenzenwanderung hemmenden Phase zum Steuern der Korngröße ist es möglich, beträchtliche Verbesserungen der Dauerschwingfestigkeit von Werkstoffen aus Nickellegierun-

gen des durch die Legierungen I, Il und III angegebenen Typs zu erzielen.

Die in der Beschreibung und in den Tabellen verwendeten Begriffe »Dauerschwingfestigkeit für hochfrequent auftretende L.astspiele« und »Dauerschwingfestigkeit für niederfrequent auftretende Lastspiele« bedeuten Festigkeitseigenschaften für Lastspielfrequenzen, die größer als etwa l/s bzw. kleiner als etwa l/s sind.

Πι.-· π ^Λ m-,:i

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Erhöhung der Dauerschwingfestigkeit von Werkstoffen aus Nickellegierungen, die durch Ausscheidung intermetallischer Verbindungen härtbar und deren Ausscheidungen oberhalb der Rekristallisationstemperatur stabil sind, g e k e η η zeichnetdurch folgende Verfahrensschritte zur Erzielung eines Gefüges mit einem maximalen Korndurchmesser von 0,011 mm:

a) Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur, die jedoch ausreicht, feinverteilte stabile intermetallische Ausscheidungen im Korninneren zu erzeugen,

b) Verformung des Werkstoffes zur Erzeugung einer hohen Verformungsenergie mit einem Verformungsgrad von mindestens 30%,

c) Glühen unterhalb der Lösungstemperatur zur Rekristallisation des Gefüges.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die stabilen intermetallischen Ausscheidungen kugelförmige Eta-Phasen sind.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die stabilen intermetallischen Ausscheidungen überalterte /-Phasen sind.

4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die stabilen intermetallischen Ausscheidungen einen durchschnittlichen KorndurchmessejT von ungefähr 0,0001 bis 0,001 mm haben.

5. Verfahren nacvi Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet daß vor dvm Schritt a) der Werkstoff

kaltverformtwird.

6. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Schritte a) und b) zu einem Schritt zusammengefaßt werden.

7. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Werkstoff, wenn er aus einer Legierung mit 18,5% Cr, 0,1% C, 18% Fe, 0,9% Ti, 0,6% AI, 3% Mo, 5% (Nb+Ta), Rest Ni, oder aus einer Legierung mit 12,5% Cr, 0,1 % C, 34% Fe, 2,6% Al, 6% Mo, 0,015% B, Rest Nickel, besteht, in dem Schritt a) bei einer Temperatur von 816 bis 954°C geglüht wird.

8. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Werkstoff, wenn er aus einer Legierung mit 18,5% Cr, 0,1% C, 18% Te, 03% Ti, 0,6% Al, 3% Mo, 5% (Nb+Ta), Rest Nickel, besteht, in dem Schritt a) bei einer Temperatur von 899 bis 927°C während 4 bis 8 Stunden geglüht, in dem Schritt b) bei einer Temperatur von 954 bis 996°C verformt und in dem Schritt c) bei einer Temperatur von 940 bis 982° C während einer Stunde geglüht wird.

9. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Werkstoff, wenn er aus einer Legierung mit 12,5% Cr, 0,1% C, 34% Fe, 2,6% Al, 6% Mo, 0,015% B, Rest Nickel, besteht, in dem Schritt a) bei einer Temperatur von 899 bis 927° C während 4 bis 8 Stunden geglüht, in dem Schritt b) bei einer Temperatur von 927 bis 954° C verformt und in dem Schritt c) bei einer Temperatur von 940 bis 954°C während einer Stunde geglüht wird.