DE2223114B2

DE2223114B2 - Wärmebehandlungsverfahren für eine Legierung auf Nickel-Eisen-Basis

Info

Publication number: DE2223114B2
Application number: DE2223114A
Authority: DE
Inventors: Donald R. Muzyka; Donald K. Schlosser
Original assignee: Carpenter Technology Corp
Current assignee: Carpenter Technology Corp
Priority date: 1971-05-12
Filing date: 1972-05-12
Publication date: 1978-04-20
Also published as: DE2264997C2; DE2264997A1; DE2223114C3; JPS5243763B1; US3705827A; CA969842A; DE2223114A1; GB1372605A; GB1372606A; FR2139424A5

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Wärmobehandlungsverfahren zur Erhöhung der Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeitstandversuch sowie der Zugfestigkeil und der 0,2%-Grcnze bei erhöhter Temperatur einer Legierung auf Nickel-Eisen-Basis, die Niob und Titan zur Bildung von /,- und Λ-Phasen und ferner Aluminium zur Bildung von ;■'- und -"-Phasen enthält, bei dem die Legierung zwecks Bildung von Ausscheidungen bei einer zwischen der Alterungslemperatur und der Lösungsglühtemperatur liegenden Temperatur geglüht und anschließend gealtert wird.

Ein derartiges Verfahren ist aus der DE-PS 8 24 396 bekannt, das aus einem Lösungsglühen und einem zweistufigen Aushärten, zunächst bei einer höheren und dann bei einer tieferen Temperatur, besteht, wobei unter Lösungsglühen hierbei ein Glühen bei einer Temperatur verstanden wird, bei der keine ausgeschiedenen Phasen auftreten.

In der Praxis haben jedoch die Ergebnisse, die mit Legierungen auf Nickel-Eisen-Basis, verfestigt durch Niob, Titan und Aluminium, erreicht wurden, in mehrfacher Hinsicht zu wünschen übriggelassen. Bei solchen Legierungen ergibt sich die Hauptverfestigungswirkung durch eine interkristalline Ausscheidung Nij (Nb, Ti, Al), deren genaue Zusammensetzung in Abhängigkeit ve η den sich verändernden Daten des Verfahrens und der Zusammensetzung verschieden sein kann. Die Form der Ausscheidung ist schwierig zu bestimmen, sie kann eine ■/-, eine /'-Phase oder eine Kombination dieser beiden sein. Außer der /- und/oder /'-Ausscheidung werden weitere Nickel, Niob und Titan enthaltende Phasen nicht nur längs der Korngrenzen gebildet, sondern auch bis zu einem gewissen Ausmaß innerhalb der Kristalle, wo sie gänzlich unerwünscht sind. Anscheinend sind die Nachteile solcher bekannten Legierungen und der Wärmebehandlungen für ihre Verarbeitung zum großen Teil zurückzuführen auf den Umstand, daß bei der Verarbeitung solcher Legierungen das Lösungsglühen bei einer so hohen Temperatur und während einer so langen Dauer durchgeführt wird, daß die meisten, wenn nicht alle Ausscheidungen, und /war sowohl die interkristallinen als auch die an den Korngrenzen gebildeten
außer den Primärcarbiden , in feste Lösung übergeführt werden.

Eine Folgeerscheinung solchen Vorgehens ist ein gewisses Komwachstum während der Wärmebehandlung im Vergleich zur Korngröße im Schmiedezustand. Zusätzlich da/u und wahrscheinlich als ein unmittelbares Ergebnis davon sind die Eigenschaften die: er Legierungen bei hoher Temperatur, wie sie durch Veiiormbarkeit unter Zugspannung und durch Zeitstandversuche angezeigt werden, niedrig. Dies gilt besonders auch für die in der US-PS 31 57 495 beschriebene Legierung.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Wärmebehandlungsverfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, mit dem Legierungen erhalten werden können, die eine erhöhte Standzeil. Bruchdehnung und Einschnürung im Zeilstandversuch sowie Zugfestigkeil und 0,2%-Grenze bei erhöhter Temperatur aufweist.

Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, daß die Legierung, anstatt vollständig lösungsgeglühl zu werden, zur Lösung der /- und /'-Phasen und zur Ausscheidung der I₁- und Λ-Phasen an den Korngrenzen bei einer oberhalb der Lösungstemperatur der /- und /'-Phasen aber unterhalb der Lösungstemperatur der i/- und ή-Phasen liegenden Temperatur geglüht und anschließend bei einer unterhalb der Lösungslemperatur der /- und -/'-Phasen liegenden Temperatur zur feindispersen Ausscheidung der /- und /'-Phasen innerhalb der Körner gealtert wird.

Diesem Verfahren liegt die Erkenntnis zugrunde, daß bei den Niob, Titan und Aluminium enthaltenden Legierungen auf Nickel-Eisen-Basis ein Temperaturbereich existiert, in dem die /,- und Λ-Phasen zwar ausgeschieden, die /- und -/"-Phasen jedoch in Lösung sind. Hierdurch wird ein getrenntes Lösungsglühen überflüssig und eine Erhöhung der Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeilstandversuch sowie der Zugfestigkeit und der 0,2%-Grenze bei erhöhter Temperatur erzielt.

Bei diesem Verfahren kann die Alterung aus einem achtstündigen Glühen bei 720 bis 760 C. einem Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 55 C/h auf 620 oder 650 C und einem achtstündigen Glühen bei dieser Temperatur mit anschließender Luftabkühlung bestehen.

Dieses Verfahren ist auf an sich bekannte Legierungen anwendbar, wie den Unteransprüchen zu entnehmen ist.

Dieerhaltencn wärmebehandelten Legierungen können als Werkstoff für Teile des Maschinen- und Apparatebaus, die periodischen Temperaturschwankungen bis zu höheren Temperaturen mit oder ohne mechanischer Beanspruchung ausgesetzt werden, verwendet werden. Hierunter fallen insbesondere Gasturbinen, dabei vor allem Turbinenschaufeln, und Flugzeugturbinen.

Die nachfolgende Beschreibung von Ausführungsbcispielen dient zur Erläuterung der Erfindung, wobei auch auf Figuren Bezug genommen wird, die folgendes zeigen:

Fig. IA ein lichtmikroskopisches Gefügebild von

5 6

cincrcrfindungsgcmäß behandelten Prohein 500facher wirkung der verschiedenen Temperaturen für das

Vergrößerung. Lösungsglühen auf die Werte der Zug- und Zeit-

F i g. IB ein clcklmnenmikroskopisehes (jefüge- standversuche beobachtet wird.

bild einer erfindungsgemäß behandelten Probe in Ls muß festgehalten werden, daß der Ausdruck

77()()fachcr Vergrößerung. . »Warmverformung« nicht eine »Warm-Kalt-Verfor-

I⁷ig. 2A ein weiteres Gefügebild entsprechend mung«, worin das Verformen des Metalls unterhalb

Fig. IA, seiner Rekrislallisationstcmperalur eingehl, oder an-

F ig. 2B ein weiteres Gefügebild entsprechend dcrc thermomcchanischc Verfahren ausschließen soll.

Fig. I B. Für die Nickcl-Eiscn-Lcgicrungcn ist die tatsächliche

Fig. 3A ein liehlmikroskopisehcs Gefügebild ent- \< < Lösungslemperalurdcr^-undii-Phasen fürdie meisten

sprechend den vorangehenden Figuren von einer praktischen Zwecke auch die Rckristallisalionstempe-

Probe, die auf dieselbe Weise wie vorstehend aus- ralur. wenn auch in einigen Fällen besonders starker

gebildet und behandelt wurde, jedoch mit der Aus- Warmverformung die Rekristallisalioiisieniperaiur

nähme, daß diese Probe bei einer höheren Tempera- niedriger sein kann.

tür lösungsgeglühl worden ist. welche außerhalb der ι . _n . . , ,

r- i- j ι · Beispiel I

Erfindung hegt, '

Fig. 3 B ein clcktroncnmikroskopisch.es Gefüge- F.s wurde eine Versuchssehmelze aus dem Vakuum-

bild entsprechend Fig. 3A, Induktionsofen im mittleren Analyscnbcrcich einer

Fig. 4A ein weiteres lichtmikroskopisches Gc- bekannten Zusammensetzung hergestellt mit bis /u

fijgebild entsprechend Fig. 3Λ, :<> 0.06%. vorzugsweise etwa 0.01 % bis 0.05% Kohlcn-

F ig. 4B ein weiteres elcktroncnmikroskopischcs stoff; bis zu etwa 0.35% Mangan: bis zu etwa 0.35%

Gcfügcbild entsprechend Fig. 3Λ. Silizium: nicht mehr als 0.020% Phosphor oder

Bei der Herstellung und der Wärmebehandlung Schwefel; etwa 14.5% bis 17.5% Chrom: etwa 39"/»

der Legierungen soll die Warmverformung möglichst bis 44% Nickel: bis zu etwa 1% Molybdän: bis zu

so erfolgen, daß sich ein Fcinkorngefügc von zumin- j. etwa 1 % Kobalt: etwa 2.5% bis 3.3% Niob; etwa 1.5

dest A.S.T.M. 4 oder feiner ergibt. In der Praxis bis 2% Titan; etwa 0.15 bis 0,40% Aluminium: etwa

ist Sehmieden ab einer Ofenlempcralur von etwa 0,001 bis 0,01%, vorzugsweise 0,001 bis 0,006% Bor

1090 C bis 1 150 C mit einer Querschnittsvcrminde- und der Rest Eisen sowie zufällige Verunreinigungen,

rung von zumindest etwa 60% ausreichend. SO bis Folgende Analyse ergab sich (in Gcw.-%):

90% Qucrschniltsvermindcrung liefern aber bessere ;<<

Eigenschaften. Für die Ergebnisse sollte das Fertig- Kohlenstoff 0.027

schmieden, zumindest teilweise, in einem Temperatur- Mangan 0,08

bereich von etwa 55 C ober- oder unterhalb der wirk- Silizium 0,10

samen Lösungstemperatur der /,- und Λ- Phasen der Phosphor 0,001

Legierung erfolgen. Dies gewährleistet das gewünschte η Schwefel 0,005

Korngefüge von nicht gröber als A.S.T.M. 4. Das Chrom 15,81

Ausgangskorngefüge für die Verformung, das zu den Nickel 39,89

besten Ergebnissen führt, wurde mit mindestens Niob 2.83

A S.T. M. 8 oder feinkörniger ermittelt. Titan 1,61

Für eine gegebene Zusammensetzung einer solchen tu Aluminium 0,30

Nickcl-Eisen-Legierung kann die Temperatur für das Bor 0,0041

Lösungsglühen empirisch nach folgenden Richtlinien

leicht bestimmt werden: Der Rest der Legierung bestand aus Eisen sowie aus

Warmverformtc Proben werden in Temperatur- zufälligen Verunreinigungen.

stufen von etwa 15 C ab etwa 760 C geglüht, um die π Ein quadratischer Block mit 70 mm Kanlcnlängc

Lösungstcmpcratur der ;■'- und /'-Ausscheidungen wurde homogenisiert und dann bei einer Temperatur

festzustellen. Die weitere Erprobung wird bei Tempc- von 1090" C auf 50 mm geschmiedet, wieder auf 1090' C

raturstufen von etwa 15 C oberhalb der Lösungs- aufgeheizt, auf 41 mm geschmiedet, während 1 Stunde

temperatur der ;·'- und /'-Ausscheidungen durchgc- auf 1090" C aufgeheizt, dann auf 38 mm geschmiedet,

führt, bis zu einer Temperatur, bei der die wirksame ,n während I Stunde auf 1090"C aufgeheizt und an-

Lösungslemperatur von i_rPhase und Λ-Phase fest- schließend auf 22 mm Kantcnlängc geschmiedet. Die

gestellt wird. Dies ist die Temperatur, bei welcher ein Korngröße im Schmiedezustand war A.S.T.M. 9 bis

genügender Anteil der i_r und Λ-Phasc wieder in 10. Rohlinge für die Herstellung von Versuchsproben

Lösung gegangen ist, so daß der Rest nicht mehr das wurden aus dem so geschmiedeten Knüppclvorrat

Kornwachslum behindert und andere unzulässige r> geschnitten, wärmcbchandclt, bearbeitet und schlicß-

Auswirkungcn zeigt. Die wirksame Lösungstempc- lieh geprüft.

ratur liegt etwas unterhalb der Temperatur, bei Die kombinierten Zcitslandsprobcn mit Rundkcib.

welcher jene Phasen restlos in Lösung gegangen sind. die verwendet wurden, entsprachen den A.S.T.M.-

Dic wirksame Lösungslcmpcratur ist durch cine Ge- Normen mit einem Durchmesser von 0,45 cm,

fügeuntersuchung der lösungsgeglühten Proben leicht mi einer Mcßlängc von 1,81 cm und einem Kcrbl'aklor

zu ermitteln, nämlich durch das Kornwachstum aus (K₁) von 3,8. Die Zcitstandvcrsuchc wurden bei 650 C

dem Schmiedezustand, das sofort eintritt, sobald die mit einer Belastung von 70 kp/mm² durchgeführt.

Temperatur des LösungsglUhcns oberhalb der wirk- Die Standzeit in Stunden, die Bruchdehnung und die

samen Lösungstemperatur liegt. Die günstigste Tem- Einschnürung sind in der Tafel 1 angegeben,

pcratur für das Lösungsglühen für die Praxis kann ir> Die Proben wurden verschiedenen Wärmebehaiul-

lcielil durch Altern von Zug- und Zcitslandproben hingen unterworfen, einschließlich eines cinslüiuligcii

auf bekannte Weise, d. h. unterhalb der ;''-/;"-Lö- LösungsglUhcns bei Temperaturen zwischen 870 und

sungstempcratur. festgestellt werden, indem clic Aus- 980 C in Abständen oder Stufen von 15 C. In jedem

Fall dauerte das Lösungsglühen I h mit absehlicBendcr Luflabkühlung. In dem Fall, in dem die Proben bei 9KO C lösungsgeglühl wurden, erfolgten vier verschiedene Slabilisicrungsbchandlungen, die durch die Zusätze A bis D zur Glühtcmpcratur 980 C für das Lösungsglühen in Tafel I angezeigt werden. So bedeutet 980 C (A) cinstündiges Lösungsglühen bei 980 C mit anschließendem dreistündigem Stabilisieren bei 843 C vor dem Altern. 980 C (B) bedcaitel gleiche Behandlung beim Lösungsglühen und Stabilisieren, nur daß das Stabilisieren 1 h bei 900 C durchgeführt wurde. 980 C (C) zeigt das gleiche Lösungsglühen mit anschließender vierstündiger Stabilisicrungsbehandlung bei 9(M) C. 980 C (D) zeigt, daß eine achtstündige Slabilisierungsbchandlung bei 900 C vorgenommen wurde. Die Auswirkung der verschiedenen Allcrungsbehandlungcn ist ebenfalls dargestellt. In jedem Fall wurden die Proben nach dem Lösungsglühen und einem eventuellen Stabilisieren 8 h lang auf eine der vier Allcrungstcmpcralurcn für das erste Altern, und zwar im Bereich von 720 C bis 760 C in Stufen von 15 C erhitzt. Dieser Behandlung schloß sich eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 55 C/h bis zu einer letzten oder abschließenden Allerungslemperatur von entweder 620 oder 650 C an, bei der die Proben während 8 h gehalten und dann an der Luft gekühlt wurden. Die ersten und letzten Altcrungstcmpcralurcn für jede Probe sind aus Tafel I zu entnehmen.

Die Korngröße der wärmebchandellen Proben ergibt sich ebenfalls aus Tafel I. Im Falle der Probe von Versuch Nr. 7 wurde gelegentlich ein gröberes Korn von etwa A.S.T.M. I bis 2 festgestellt, während im Fall der Versuche Nr. 9 bis 12 gelegentlich ein Korn von etwa A.S.T.M. 3 erkannt werden konnte.

Versuch

Wärmebehandlung

Lüsungslcmpcralur

I Cl

Allcrungsicmpcralur
crslc und letzte

( Cl I Cl

KorngmBc

Λ. S. T. M.

.Standzeil Bruchdehnung

Einschnürung

1 940 760 648 6 8 52 4 7

2 940 746 648 7 8 95 3 7

3 926 760 648 7 81 3 Il

4 926 746 648 7 8 108 4 13

5 912 760 648 9 IO 52 19 55

6 912 760 648 9-10 17 17 46

7 912 746 648 9 K) 97 23 57

8 912 746 648 95 19 57

9 912 746 621 9 114 20 58

10 912 732 621 60% 10, 40% 1-2 161 14 55

11 912 718 621 60% 9-10, 40% 2 264 17 59

12 898 760 648 9 76 18 56

13 898 746 648 9 114 20 56

14 885 746 648 50% 10, 50% 13 109 17 52

15 871 746 648 70% K), 30% 12 47 19 61

16 982(A) 718 621 5-6 71 4 8

17 982(B) 718 621 5-6 26 2 3

18 982(C) 718 621 5-6 59 8 17

19 982(D) 718 621 5-6 71 27 51

Versuche gcmäl.1 der !'.ründung: Nr. 5 14.

Die lichlmikroskopischcn Gefügeaufnahmen bei SOOfachcr Vergrößerung gemäß den Fig. IA, 2A, 3 A und 4A und die entsprechenden clcktroncnmikroskopischen Gerügeaufnahmen mit 77OOfacher Vergrößerung wurden aus den untersuchten Zeitstandproben der Versuche mit den Nummern 13, 7,4 und 2 entsprechend vorbereitet, wo bei die abgebildete Fläche in der Probcnlängsachsc liegt. Soweit die crslc und die letzte Altcrungstcmpcralur der vier Versuche die gleichen waren, können die Ergebnisse direkt herangezogen werden, um den maßgeblichen Einfluß der Variation der Temperatur des Lösungsglühens von 900 C bzw. 910 C zu zeigen. Beide liegen unterhalb der wirksamen Lösungslcmpcratur Tür die >,- und Λ-Phascn und unter 93()'C, was genau der wirksamen Lösungslcmpcratur entspricht oder gerade darüber

809 516/17Θ

liegt. Die gewünschte globulitische Ausbildung der Korngrenzenausscheidungen ist klar in den Fig. IB und 2B, die aus den Proben Nr. 13 bzw. 7 erhalten wurden, zu sehen, während die wesentlich feineren /- und /'-Phasen in den Kristallen verteilt zu sehen sind. Andererseits ist in den Fig. 3 A und 3 B (Probe Nr. 4) eine Kornvergröberimg klar erkennbar, obwohl noch etwas, wenn auch weniger als der wirksame Anteil globulitischcr»,- und Λ-Phasen vorhanden ist. Ein Lösungsglühen bei 940 C ist offensichtlich oberhalb der Gleichgewichtslösungslempcratur. denn die </- und A-Phasen sind im wesentlichen völlig wieder in Lösung gegangen. Die Gefügebestandteile in F i g. 4 B. die sich von der Unterkante etwas rechts von der senkrechten Mittellinie nach oben zur Bildmitte erstrecken, scheinen ausgcfallens Carbid zu sein. Die Korn vergröberung ist klar erkennbar.

Während die in den Fig. 1 bis 4 wiedergegebenen Proben primär bei 745 C und dann bei 650 C gealtert wurden, was zu guten Erfolgen führte, werden die besten Ergebnisse der Legierung in dieser mittleren Zusammensetzung mit einem einstündigen Lösungsglühen bei 900' C und nachfolgendem Altern zunächst bei 720 C und dann bei 620 C erreicht. Der gute Einfluß eines solchen Alterns ist aus der Standzeit von 264 Stunden und der guten Verformbarkeit der Probe Nr. 11 ersichtlich. Gute Ergebnisse wurden auch mit einem Lösungsglühen bei einer so niedrigen Temperatur wie 885 C erreicht, wie aus Probe Nr. 14 ersichtlich. Ein starker Abfall der Standzeit bei Zeitstandversuchen ist bei einem Lösungsglühen bei nur 870 C zu sehen, wie bei der Probe Nr. 15, die klar zeigt, daß die Temperatur unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur der /-//'-Phase liegt und deshalb zu niedrig ist.

Die schädlichen Einflüsse des Lösungsglühens bei 980"C werden nicht durch bekannte Stabilisierungsbehandlungen behoben. Die scheinbare Verbesserung in der Verformbarkeit beim Zeitstandversuch durch ein achtstündiges Stabilisieren bei 980 C geht auf Kosten der Standzeit, wie die Standzeit von nur 71 Stunden der Probe Nr. 19 im Vergleich zu den 264 Stunden der Probe Nr. 11 zeigt, weiche den gleichen Alterungsbedingungen wie Probe Nr. 19 unterworfen war. Es muß auch festgehalten werden, daß das Lösungsglühen und das Stabilisieren der Probe Nr. 19 zu einem starken Abfall der 0,2%-Grenze der Legierung bei Raumtemperatur und bei 650 C führte, ein weiterer Hinweis, daß der Werkstoff hierdurch überaltert wurde, d. h., daß sich ein netzartiges Gefügt von i_rPhase gebildet hat, das sich in die Kristalle erstreckt und das gesamte Gefiige schwächt.

Insbesondere lassen sich Legierungen mit steuerbaren Ausdehnungskoeffizienten herstellen, die sich durch hohe Festigkeit und Verformbarkeit bei hohen Temperaturen auszeichnen und im wesentlichen folgende Zusammensetzung (in Gcw.-%) haben:

Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten

Weiler Bereich

Kohlenstoff
Mangan
Silizium
Phosphor

0,1 max.
0,50 max.
0,50 max.
0,020 max.

Bevorzugter Bereich

0,01 bis 0,05
0,20 max.
0,20 max.
0,020 max.

Weiler Bereich	0.020 max.	Bevor/uuler Bereich
Schwefel	0.5 max.	0.020 max.
Chrom	0.5 max.	0.5 max.
Molybdän	35 bis 40	0.5 max.
Nickel	13 bis 17	36 bis 39
Kobalt	2,5 bis 6	14.5 bis 16.5
Niob	I bis 3	2,75 bis 3,2
Titan	0,1 bis 2	1.65 bis 1.85
Aluminium	0.030 max.	0.85 bis 1.15
Bor	0.005 bis 0,020

Der Rest der Legierung besteht aus Eisen und zufälligen Verunreinigungen, die möglichst niedrig gehalten werden sollten, was durch mehrfaches Umschmelzen im Vakuum erleichtert wird. jii Wenn aus Gründen der Bequemlichkeit die Analyscngrcnzen hier tabellarisch aufgeführt sind, so soll das nicht die Verwendung der weiteren Grenzen für ein oder mehr als ein Element mit dem bevorzugten Bereich irgendeines anderen Elementes ausschließen. _>·. So ist beispielsweise beim Titan vorgesehen, den Bereich 1,65 bis 3.0% aufzunehmen, der sich aus der Kombination des bevorzugten Mindestgehaltes für Titan ergibt. Zusätzlich zu dem bevorzugten Bereich für Titan von 1,65 bis 1,85% enthält eine andere bein vorzugte Legierung, in der die erwünschten I₁- und (■»-Phasen begünstigt werden, etwa 1,9 bis 2,1% Titan und etwa 0,7 bis 1,0% Aluminium.

Um einen mittleren linearen Ausdehnungskoeffizienten U₁) von etwa 5,4· 10"'' (''C)"¹ bis 10,8 ■ 10~^h r. ( C)"¹ von Raumtemperatur bis zum Curiepunkt oder zur Infiexionstemperalur (T₁.) zwischen etwa 340 bis 510 C zu erhalten, wird die Legierung so im vorstehenden mittleren Bereich eingestellt, daß sie den beiden iolgenden Gleichungen genügt, in die in ebenfalls die Gewichtsprozente eingesetzt werden:

T₁. = 33,28 (%Ni + %Co) — 77,85 (%A1) — 129,23 (%Ti) — 24,34 (%Nb) — 590,10

\_x = 0,3074 (%Ni + %Co) — 0,5935 (%A1 — .ι-, 1,159 (%Ti) — 0,0967 (%Nb) - 9.561

Die Legierung wird möglichst innerhalb des bevorzugten Bereichs eingestellt und gibt dann Werte für λ, von 7,2· 10"" bis 8,1 · IO~^h (Cr¹ und einen ■hi Bereich für den Curiepunkt von 405' C bis 460^r C.

Beispiel 2

Als Beispiel einer Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten wurde eine Versuchsschmelze Vi im Vakuum-Induktionsofen hergestellt mit folgender Analyse (in Gew.-%):

Kohlenstoff 0,032

Mangan 0,01

Silizium 0,01

"" Nickel 38,35

Cobalt 16,02

Niob 2,77

Titan 1,76

Aluminium 1,05

"' Bor 0,0049

Der Rest bestand aus Eisen und zufälligen Verunreinigungen mit nicht mehr als 0,001% Phosphor,

Il 12

nicht mehr als 0,001% Schwefel, weniger als 0,1% Bei dieser Zusammensetzung werden die besten Chrom und weniger als 0,1% Molybdän. Eigenschaften bei höherer Temperatur durch ein Der Block wurde zu Knüppeln ausgeschmiedet. Lösungsglühen bei etwa 860 bis 885 C erzielt, was aus denen dann Probcrohlingc hergestellt wurden. sich hauptsächlich in der 0,1%-Grenze und weniger die wärmebehandelt, mechanisch bearbeitet und als- > in der Warmfestigkeit ausdrückt,
dann geprüft wurden. Zusätzlich zu Zeitslandproben Für Verglcichszwecke wurde eine Schmelze wie wurden Proben für Zugversuche bei 650 C mil einem im Zusammenhang mit Beispiel 2 beschrieben mit Durchmesser von 0,64cm und einer Meßlänge von einer gleichwertigen Analyse hergestellt, nur daß 2,54 cm hergestellt. Das Lösungsglühen wurde bei der Bor-Gehalt 0,0022% und die Gehalte an Kohlenallen Proben I h lang bei den in den Tafeln 2 und 3 i" stoff 0,031%, an Nickel 37,73%, an Kobalt 16,19%, angegebenen Temperaturen durchgeführt. Daran an Niob 3,02%. an Titan 1,74 und an Aluminium schloß sich ein achtstündiges Altern bei 720 C an. 1,00% betrugen, mil Eisen als Rest, ausgenommen gefolgt von einer Abkühlung mit 55 C/h auf 620 C. unbedeutende Verunreinigungen. Es wurden zwei Die Proben wurden 8 h bei dieser Temperatur gehalten Zeilstandproben hergestellt, die bei 885 C während und dann an der Luft abgekühlt. Die Auswirkung der r· lh lösungsgeglüht, dann zunächst bei 720 C und Temperaturen für das Lösungsglühen zwischen 840 schließlich bei 620 C gealtert wurden, wie im Zu- und 930 C auf die Zeitstandwerte der Legierung von sammenhang mit Beispiel 2 beschrieben. Unter einer Beispiel 2, gemessen bei 620 C unter einer Belastung Belastung von 77 kp/mm² bei 620 C brachen beide von 77 kp/mm² sind in Tafel 2 aufgeführt: Proben im Kerb, die eine nach nur 1,2 h, die andere

->> nach nur 2,1 h.

Tafel 2 _D . . . ,

Beispiel 3

Lösungs- Stand/cii Bruchdehnung Einschnürung Als weiteres Beispiel für eine Legierung mit gesteu-

tcmperaiur ertem Ausdehnungskoeffizienten wurde eine Schmelze

ι C) (h) (%i i"/c,i -'"· im Vakuum-Induktionsofen entsprechend Beispiel 2

hergestellt mit folgender Analyse (in Gew.-%):

843 22,6 15,5 54.0 Kohlenstoff 0,031

857*) 158,3 11,7 44,4 Mangan 0,01

87P) 237,3 14,3 37,3 ;,, Silizium 0,01

Nicke 37 44

898 4,3 1,4 2,0 _Niob 3,10

912 2,9 1,4 - Titan 1,53

926 172,6 1,4 3,2 .- Aluminium 0,58

*) Gemäß der Erfindung.

Der Rcsl war Eisen und zufällige Verunreinigungen

Die Ergebnisse von Tafel 2 zeigen, daß die wirk- mit jeweils weniger als 0.1% Chrom und Molybdän same Lösungstemperatur der _(/- und Λ-Phasen dieser und nicht mehr als je 0.001% Phosphor und Schwefel. Legierung für ein solches Lösungsglühen zwischen m Kombinierte Zeitsiandproben mit Rundkerb aus der 885 und 900 C liegt. Während ein einstündiges Legierung nach Beispiel 3 wurden, wie bei Beispiel 2 Lösungsglühen bei 860'C noch brauchbare Eigen- beschrieben, bei 620 C einer Belastung von 77 kp/mnr schäften liefert, ist 845"C zu niedrig, wahrscheinlich unterworfen. Die Ergebnisse sind "in Tafel 4 aufweil dies unterhalb der wirksamen Lösungslempe- uefiihrt.
ratur der /- und /'-Phasen liegt. π

Die Ergebnisse von Warmzugversuchen, welche Tafel 4
bei 650 C an Proben ausgeführt wurden, die den

gleichen Wärmebehandlungsbedingungen ausgesetzt Lösung*- Standzeit Bruchdehnung Einschnürung

wurden wie die Proben für die oben beschriebenen temperatur

Zeitstandversuche, sind in Tafel 3 aufgeführt. ">» ₍ q₎ |_Π| (%| |».;,|

Tafel 3

Lösungslcmpcratur

857*)

0.2%-Grcnzc Warmzugfcsligkcil

98

103

104

96

93

92

107 113 111 115 113 111 108

Bruchdehnung

(kp/mm²) (kp/mnr| (%)

26,3 20,2 22.6 22,1 15,0 11,6 10,0

Einschnü rung

63,6 60,0 56,8 54,5 22,3 18,9 19,7

843**)

857**)

871**)

885

898

912

926

103,3

119,4

113,0

13,6

2,6

1,5

0,6

13,8

14,3

14,7

48,2

45,9

48,3

*| Gemllll der Erfindung.

•| (ieniäli der Erfindung. •| Kerbhrtichc.

Mit Ausnahme des ausschlaggebenden Bor-Gehaltes entspricht die Legierung gemäß Beispiel 3 derjenigen gemäß der bereits erwähnten US-PS 31 57 495. Die ausgezeichnete Verformbarkeit bei den Zeilstandwcrtcn wird durch die Eruebnisse von Tafel 4 klar

belegt. Es soll festgehalten werden, daß der Unterschied im Aluminium-Gehalt von etwa 0,5%/wischen den Zusammensetzungen von Beispiel 2 und Buspiel 3 offenbar den Unterschied in den Temperaturen für das günstigste Lösungsglühen der beiden Lcgicrungen verursacht, wobei diejenige von Beispiel 2 wegcn des höheren Aluminium-Gehaltes auch höher liegt.

Zum Vergleich mit Beispiel 3 wurde eine Legierung gemäß der US-PS 31 57 495 wie im Zusammenhang mit Beispiel 3 beschrieben mit folgender Analyse in Gew.-% hergestellt:

Mangan

m'o«

ij. -'^

'^llan.·: ''^'

Aluminium 55

^Bor 0,0005

Der Rest war Eisen und zufällige Verunreinigungen, darunter 0,004% Phosphor, 0,001 % Schwefel, 0,04% Chrom und weniger als 0,02% Molybdän.

Kombinierte Zeitstandproben mit Rundkerb, wie

im Zusammenhang mit Beispiel λ beschrieben, wur den hergestellt, während einer Stunde bei ,860 C lösungsgeglüht und der gleichen Allcrungsbehandlung wie die Proben von Beispiel 3 unterzogen. Die Proben wurden bei 620 C mit 77 kp/mm² belastet. Eine Probe riß nach nur 0,9 h mit 10,3% Bruchdchnung und 18,0% Einschnürung, eine zweite solche Probe riß nach nur 0,6 h mit 18% Bruchdehnung und 30,9% Einschnürung, was auf eine unzureichende Standzeit bei den Zeitstandversuchen hindeutet. Wenn Proben dieser Zusammensetzung bei 885 C lösungsgeglüht wurden, sonst aber genau wie soeben beschricben behandelt und erprobt wurden, erlitten alle Proben Kerbbrüche. Dies deutet darauf hin, daß sie Verformbarkeit beim Zeitstandversuch hatten.

wie zu erwarten war.

Wenn auf das Element Niob Bezug genommcMi wird, so wird unlersfelK, daß es einen beslimmicn Anteil von Tantal enthält, etwa 1 bis 20% des Niob-Anteils. Dieser Tantal-Gehalt ist normalerweise in _den handelsüblichen Lieferungen von Niob für Legierungszwecke zugegeben. Außerdem können, falls gewünscht, weitere Anteile von Niob durch Tantal ersetzt werden. So muß »Niob« so verstanden werden.

2> daß es die Summe der Gehalle an Niob plus Tantal der Zusammensetzung angibt.

Hierzu 2 Blatt Zcichminuen

Claims

Patentansprüche:

1. Wärmebchandlungsverfahren /ur Erhöhung der Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeitslandversuch sowie der Zugibstigkeit und der 0,2%-Grcnze bei erhöhter Temperatur einer Legierung auf Nickcl-Eiscn-Basis, die Niob und Titan zur Bildung ,,- und Λ-Phasen und ferner Aluminium zur Bildung ;·'- und -"-Phasen enthält, bei dem die Legierung zwecks Bildung von Ausscheidungen bei einer zwischen der Allcrungstcmpcratur und der Lösungsglühlcmpcralur liegenden Temperatur geglüht und anschließend gealtert wird, dadurch gekennzeichnet, dall die Legierung, anstatt vollständig lösungsgeglühl zu werden, zur Lösung der ;■'- und -"-Phasen und zur Ausscheidung der I₁- und Λ-Phasen an den Korngrenzen bei einer oberhalb der LösungstemperaUir der ;·'- und -"-Phasen aber unterhalb der Lösungstemperatur der ι,- und Λ-Phasen liegenden Temperatur geglüht und anschließend bei einer unterhalb der Lösungstemperalur der ;·'- und -"-Phasen liegenden Temperatur zur fcindispcrscn Ausscheidung der ;·'- und -"-Phasen innerhalb der Körner gealtert wird.

2. Verfahren nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß die Alterung aus einem achtstündigen Glühen bei 720 bis 760 C. einem Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 55grd/h auf 620 oder 650 C und einem achtstündigen Glühen bei dieser Temperatur mit anschließender Luftabkühliing besteht.

3. An Wendung des Verfahrens gemäß Anspruch 1 oder 2 auf eine an sich bekannte Legierung mit folgender Zusammensetzung:

bis 0,1% Kohlenstoff.

bis I % Mangan,

bis 0,5% Silizium.

bis 20% Chrom,

bis 3% Molybdän.

bis 3% Wolfram,

30 bis 50% Nickel,

bis 20% Kobalt,

2,5 bis 6% Niob und Tantal,

I bis 3% Titan,

0,1 bis 2% Aluminium,

bis 1% Vanadium,

bis 0,1% Zirkonium,

bis 2% Hafnium,

bis 0,030% Bor,

Rest mindestens 30% Eisen sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen.

4. Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch 1 oder 2 auf eine an sich bekannte Legierung mit folgender Zusammensetzung:

0,01 bis 0,05% Kohlenstoff,

bis 0,35% Mangan,

bis 0,35% Silizium,

14,5 bis 17,5% Chrom,

bis 1% Molybdän,

39 bis 44% Nickel,

bis !% Kobalt,

2,5 bis 3,3% Niob und Tantal,

! bis 2% Titan.

0.15 bis 0.40% Aluminium. 0.001 bis 0,01% Hör.

Rest Eisen sowie hcisicllungsbedingte Verunreinigungen.

5. Anwendung des VerfahrensgemüßAnspiueli I oder 2 auf eine Legierung mit folgender Zusammensetzung:

0.01 bis 0.05% Kohlenstoff.

bis 0.20% Mangan.

bis 0.20% Silizium.

bis 0.5% Chrom.

bis 0.5% Molybdän.

36 bis 39% Nickel.

14,5 bis 16.5% Kobalt.

2.75 bis 3,2% Niob und Tantal.

1.0 bis 2,1% Titan.

0.7 bis 1,0% Aluminium.

0.005 bis 0.020%, Bor.

Rest Eisen sowie hcrstellungsbedingtc Verunreinigungen.

6. Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch I oder 2 auf eine Legierung mit einstellbarem Ausdehnungskoeffizienten und folgender Zusammensetzung:

bis 0.1% Kohlenstoff,
bis 0.50% Manuan.
bis 0,50% Silizium,
bis 0.5% Chrom,
bis 0.5% Molybdän.

35 bis 40% Nickel.
13 bis 17% Kobalt,

2.5 bis 6% Niob und Tantal. I bis 3% Titan,
0,1 bis 2% Aluminium,
bis 0,030% Bor,

Rest Eisen sowie herslellungsbcdingtc Verunreinigungen.

7. Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch 1 oder 2 auf eine Legierung mit einstellbarem Ausdehnungskoeffizienten und der Zusammensetzung

0,01 bis 0,05% Kohlenstoff, bis 0,20% Mangan,
bis 0,20% Silizium,
bis 0,5% Chrom,
bis 0,5% Molybdän,

36 bis 39% Nickel.
14,5 bis 16,5% Kobalt,

2,75 bis 3,2% Niob und Tantal, 1,65 bis 1,85% Titan,
0,85 bis 1,15% Aluminium, 0,005 bis 0,020% Bor,

Rest Eisen sowie herslellungsbcdingtc Verunreinigungen mit der Maßgabe, daß die Legierung vor dem Glühen geschmiedet wird, wobei das Schmieden wenigstens teilweise bei einer Temperatur im Bereich von ± 55' C um die Lösungstemperatur der /;- und Λ-Phasen erfolgt.

S.Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch 1 oder 2 auf eine Legierung mit einstellbarem Ausdehnungskoeffizienten und der Zusammensetzung

0,01 bis 0,05% Kohlenstoff, bis 0,20% Mangan,
bis 0,20% Silizium,

bis 0.5% Chrom.

bis 0.5% Molybdän.

36 bis 39% Nickel.

14.5 bis 16.5% Kobalt.

2.5 bis 3.5% Niob und Tantal.

1.9 bis 2,1% Titan.

0.5 bis 1.5% Aluminium.

0.003 bis 0.030%.

vorzugsweise 0.005 bis 0.015%. Bor.

Rest liisen sowie herstellungsbedingtc Verunreinigungen.

9. Verwendung der nach den Ansprüchen 1 bis 8 wärmebehandelten Legierungen als Werkstoff für Teile des Maschinen- und Apparatebaus, die periodischen Temperatur.sehwankungcn bis zu höheren Temperaturen mit odei ohne mechanischer Beanspruchung ausgesetzt werden.

10. Verwendung nach Anspruch 9. und zwar für Gasturbinen.

11. Verwendung nach Anspruch 10. und zwar für Flugzeugturbinen.

12. Verwendung nach Anspruch 10. und zwar für die Turbinenschaufel!!.