DE2223114C3

DE2223114C3 - Wärmebehandlungsverfahren für eine Legierung auf Nickel-Eisen-Basis

Info

Publication number: DE2223114C3
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: 1978-12-14
Also published as: DE2264997C2; DE2264997A1; DE2223114B2; JPS5243763B1; US3705827A; CA969842A; DE2223114A1; GB1372605A; GB1372606A; FR2139424A5

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren zur Erhöhung der Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeitstanciversuch sowie der Zugfestigkeit und der 0,2%-Grenze bei erhöhter Temperatur einer Legierung auf Nickel-Eisen-Basis, die Niob und Titan zur Bildung von )/- und (VPhasen und ferner Aluminium zur Bildung von /- und /'-Phasen enthält, bei dem die Legierung zwecks Bildung von Ausscheidungen bei einer zwischen der Alterungstemperatur 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 Ni₃ (Nb, Ti, Al), deren genaue Zusammensetzung in Abhängigkeit von 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 zwar sowohl die interkristallinen als auch die an den Korngrenzen gebildeten außer den Primärcarbiden —, in feste Lösung übergeführt werden.

Eine Folgeerscheinung solchen Vorgehens ist ein

Μ·, gewisses Korn wachstum während der Wärmebehandlung im Vergleich zur Korngröße im Schmiedezustand. Zusätzlich dazu — und wahrscheinlich als ein unmittelbares Ergebnis davon — sind die Eigenschaften dieser Legierungen bei hoher Temperatur, wie sie

ij durch Verformbarkeit 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

2(i Wärmebehandlungsverfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, mit dem Legierungen erhalten werden können, die eine erhöhte Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeitstandversuch sowie Zugfestigkeit und 0,2%-Grenze bei erhöhter

2"> Temperatur aufweist.

Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, daß die Legierung, anstatt vollständig lösungsgeglühl zu werden, zur Lösung der /- und /'-Phasen und zur Ausscheidung der i/- und Λ-Phasen an den Korngrenzen

so bei einer oberhalb der Lösungstemperalur der /- und -/"-Phasen aber unterhalb der Lösungstemperatur der i_r und Λ-Phasen liegenden Temperatur geglüht und anschließend bei einer unterhalb der Lösungstemperatur der /- und /'-Phasen liegenden

J") 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 Tempe-

M) raturbereich existiert, in dem die i_r und n-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 Zeil-

·»-> standversuch 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

Ot 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 ent-

ϊ5 nehmen ist.

Die erhaltenen 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 Ausführungs-

b"> bespielen dient zur Erläuterung der Erfindung, wobei auch auf Figuren Bezug genommen wird, die folgendes zeigen:

Fig. I A ein lichtmikroskopisches Gefügebild von

5 6

einer erfindungsgemäß behandelten Probe in 500faeher wirkung der verschiedenen Temperalurcn für da·

Vergrößerung. Lösungsglühen auf die Werte der Zug- und Zeil

Fig. IB ein eleklronenmikroskopischcs Gefiigc- standversuche beobachtet wird.

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

77(X)facher Vergrößerung, ■. »Warmverformung« nicht eine »Warm-Kalt-Vcrfor-

Fig. 2A ein weiteres Gefügebild entsprechend nuing«. worin das Verformen des Metalls unterhalt

F i g. I A. seiner Rckrislallisutionstcmpcratur eingeht, oder an·

Fig. 2 B ein weiteres Gcfügebild entsprechend dcrc thcrmomechanischc Verfahren ausschließen soll

Fig. IB. Für die Nickcl-Eisen-Lcgicrungcn ist die tatsächliche

Fig. 3 A ein lichtmikroskopisches Gefügebild ent- m Lösungstemperalurder ;_r und Λ-Phasen fürdie meisten

sprechend den vorangehenden Figuren von einer praktischen Zwecke auch die Rckristallisationslcmpe·

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

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

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

tür lösunusgeglüht worden ist. welche außerhalb der r< ., . . .

Erfindung liegt. Beispiel 1

Fig. 3 B ein eleklronenmikroskopisches Gefiige- Es wurde eine Vcrsuchsschmelze aus dem Vakuumbild entsprechend Fig. 3A. Induktionsofen im mittleren Analysenbercich einer

F i g. 4A ein weiteres lichtmikroskopisches Ge- bekannten Zusammensetzung hergestellt mit bis zu

fügebild entsprechend Fig. 3A. ί 0,06%. vorzugsweise etwa 0.01% bis 0,05% Kohlen-

F ig. 4 B ein weiteres elektronenmikroskopisches stoff; bis zu etwa 0,35% Mangan; bis zu etwa 0,35%

Gefügebild entsprechend Fig. 3A. 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 Feinkorngefüge von zumin- :~> etwa I % 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 Schmieden ab einer Ofentemperatur von etwa 0,001 bis 0,01%, vorzugsweise 0,001 bis 0,006% Bor

1090 C bis 1150 C mit einer Querschnittsverminde- und der Rest Eisen sowie zufällige Verunreinigungen

rung von zumindest etwa 60"» ausreichend. 80 bis Folgende Analyse ergab sich (in Gew.-%):

90% Querschnittsverminderung liefern aber bessere in

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 ή-Phasen der Phosphor 0,001

Legierung erfolgen. Dies gewährleistet das gewünschte ·,-< 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 :i. Aluminium 0,30

Nickel-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

Warmverformte Proben werden in Temperatur- zufälligen Verunreinigungen.

stufen von etwa 15 C ab etwa 760 C geglüht, um die j-, Ein quadratischer Block mit 70 mm Kantenlänge

Lösungstemperatur der ·/- und -'-Ausscheidungen wurde homogenisiert und dann bei einer Temperatur

festzustellen. Die weitere Erprobung wird bei Tempe- von 1090' Cauf50 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 durchge- auf 1090" C aufgeheizt, dann auf 38 mm geschmiedet,

führt, bis zu einer Temperatur, bei der die wirksame v> während 1 Stunde auf 1090⁰C aufgeheizt und an-

Lösungstemperatur von /,-Phase und Λ-Phase fest- schließend auf 22 mm Kantenlänge geschmiedet. Die

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

genügender Anteil der /,- und Λ-Phase wieder in 10. Rohlinge für die Herstellung von Versuchsproben

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

Kornwachstum behindert und andere unzulässige 5-, geschnitten, wärmebehandelt, bearbeitet und schließ-

Auswirkungen zeigt. Die wirksame Lösungstempe- Hch geprüft.

ratur liegt etwas unterhalb der Temperatur, bei Die kombinierten Zeitstandsproben mit Rundkerb,

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

Die wirksame Lösungstemperatur ist durch eine Ge- Normen mit einem Durchmesser von 0,45 cm,

fügeuntersuchung der lösungsgeglühten Proben leicht t,n einer Meßlänge von 1,81 cm und einem Kerbfaktoi

zu ermitteln, nämlich durch das Kornwachstum aus (K,) von 3,8. Die Zeitstandversuche wurden bei 650°C

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

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

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

peratur für das Lösungsglühen für die Praxis kann h", Die Proben wurden verschiedenen Wärmebehand-

ieicht durch Altern von Zug- und Zeitstandproben lungen unterworfen, einschließlich eines einstündigen

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

sungstemperatur. festgestellt werden, indem die Aus- 980C in Abständen oder Stufen von 15°C. In jedem

Fall dauerte das Lösungsglühen I h mil abschließender Luftabkühlung. in dem Fall, in dem die Proben bei 980 C lösungsgcglühl wurden, erfolgten vier verschiedene Stabilisierungsbehandlungcn, die durch die Zusätze A bis I) zur Glühicmpeialur 980 C für das Lösungsglühen in Tafel 1 angezeigt werden. So bedculel 980 C (A) einstiindiges Lösungsglühen bei 980 C mil anschließendem dreistündigem Stabilisieren bei 843 C vor dem Allern. 980 C (B) bcdeiiiel gleiche Behandlung beim Lösungsglühen und Stabilisieren, nur daß das Stabilisieren 1 h bei 900 C durchgeführt wurde. 980 C (C) zeigt das gleiche Lösungsglühen mil anschließender vierstündiger Stabilisicrungsbchandlung bei 900 C. 980 C (D) zeigl, daß eine achtstündige Stabilisierungsbehandlung bei 900 C vorgenommen wurde. Die Auswirkung der verschiedenen Alterungsbehandlungen ist ebenfalls dargestellt. In jedem Fall wurden die Proben nach dem Lösungsglühen und einem eventuellen Stabilisieren H h lang auf eine der vier AlterungslempcraUircn für das erste Allem, 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 Allei ungstempcratur von entweder 620 oder 650 C an. bei der die Proben während 8 h gehalten und dann an der Luft gekühlt wurden. Die eisten und letzten Altcrungstemperaturen für jede Probe sind aus Tafel I zu entnehmen.

Die Korngröße der wärmebchandelten Proben ergibt sich ebenfalls aus Tafel 1. Im Falle der Probe von Versuch Nr. 7 wurde gelegentlich ein gröberes Korn von etwa A.S.T. M. 1 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	Allcrung.slempcralur erste und letzte	( C)	Korngröße	Standzeit	Bruch	Einschnürung
Nr.	l.osungs- lcmpcriilur	( C)	648			dehnung
	( C)	760	648	A.S.T.M.	(h)	(%l	(%)
1	940	746	648	6—8	52	4	7
2	940	760	648	7-8	95	3	7
3	926	746	648	7	81	3	Il
4	926	760	648	7-8	108	4	13
5	912	760	648	9-10	52	19	55
6	912	746	648	9—10	17	17	46
7	912	746	621	9—10	97	23	57
8	912	746	621		95	19	57
9	912	732	621	9	114	20	58
10	912	718	648	60% 10. 40% 1—2	161	14	55
11	912	760	648	60% 9—10, 40% 2	264	17	59
12	898	746	648	9	76	18	56
13	898	746	648	9	114	20	56
14	885	746	621	50% 10. 50% 1—3	109	17	52
15	871	718	621	70% 10, 30% 1—2	47	19	6!
16	982 (A)	718	621	5-6	71	4	8
17	982(B)	718	621	5—6	26	2	3
18	982(C)	718	5-6	59	8	17
19	982(D)	5—6	71	27	51

Versuche gemäß der Erfindung: Nr. 5—i4.

Die lichlmikroskopischen Gefügeaufnahmen bei 500facher Vergrößerung gemäß den Fig. IA, 2A, 3 A und 4A und die entsprechenden elektronenmikroskopischen Gefügeaufnahmen mit 77O0facher Vergrößerung wurden aus den untersuchten Zeitstandproben der Versuche mit den Nummern 13, 7,4 und 2 entsprechend vorbereitet, wobei die abgebildete Fläche in der Probenlängsachse liegt. Soweit die erste und die letzte Alterungstemperatur der vier Versuche die gleichen waren, können die Ergebnisse direkt herangezogen werden, um den maßgeblichen Einfluß der Variation der Temperatur des Lösungsglühens von 900⁰C bzw. 910°C zu zeigen. Beide liegen unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur für die ψ und Λ-Phasen und unter 930⁰C, was genau der wirksamen Lösungstemperatur entspricht oder gerade darüber

ίο

liegt. Die gewünschte globulilischc Ausbildung der Korngrenzenausscheidungen ist klar in den Fig. 1 \i 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 F i g. 3Λ und 3 B (Probe Nr. 4) eine Kornvergröberung k'iir erkennbar, obwohl noch etwas, wenn auch weniger als der wirksame Anteil globulitischer //- und Λ-Phasen vorhanden ist. Ein Lösungsglühen bei 940 C ist offensichtlich oberhalb der Gleichgewiehlslösungsteniperatur, denn die (/- und Λ-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 ausgefallens Carbid zu sein. Die Kornvergröberung ist klar erkennbar.

Während die in den Fig. I 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 720⁰C und dann bei 620⁰C 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 98O'^JC 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, welche 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 Gefüge von ψ Phase gebildet hat, das sich in die Kristalle erstreckt und das gesamte Gefüge 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 Gew.-%) haben:

Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten

Weiter Bereich

Bevorzugter Bereich

Weiter Bereich	0,1 max.	Bevorzugter Bereich
Kohlenstoff	0,50 max.	0,01 bis 0,05
Mangan	0,50 max.	0,20 max.
Silizium	0,020 max.	0,20 max.
Phosphor	0,020 max.

Schwefel 0.020 max. 0,020 max.

Chrom 0,5 max. 0,5 max.

Molybdän 0,5 max. 0,5 max.

Nickel 35 bis 40 36 bis 39

Kobalt 13 bis 17 14,5 bis 16,5

Niob 2,5 bis 6 2,75 bis 3,2

Titan 1 bis 3 1,65 bis 1,85

Aluminium 0,1 bis 2 0,85 bis 1.15

Bor 0,030 max. 0,005 bis 0,020

Per Rest der Legierung besteht aus Eisen und zufälligen Verunreinigungen, die möglichst niedrig gehalten werden sollten, was durch mehrfaches Umschmelzen im Vakuum erleichtert wird. in Wenn aus Gründen der Bequemlichkeit die Analysengrenzen 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. j, 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 i/- und Λ-Phasen begünstigt werden, etwa 1,9 bis 2,1% Titan und etwa 0,7 bis 1,0% Aluminium.

Um einen mittleren linearen Ausdehnungskoeffizienten M von etwa 5,4· 10"" (⁰C)"¹ bis 10,8 · 10~⁶ Γι ("C)"¹ von Raumtemperatur bis zum Curiepunkt oder zur Inflexionstemperalur {T_c) zwischen etwa 340 bis 510⁰C zu erhalten, wird die Legierung so im vorstehenden mittleren Bereich eingestellt, daß sie den beiden folgenden Gleichungen genügt, in die 4(i ebenfalls die Gewichtsprozente eingesetzt werden:

T_c = 33,28 (%Ni + %Co) — 77,85 (%A1) —

129,23 (%Ti) — 24,34 (%Nb) — 590,10 _Λι = 0,3074 (%Ni + %Co) — 0,5935 (%AI — r, 1,159 (%Ti) — 0,0967 (%Nb) — 9,561

Die Legierung wird möglichst innerhalb des bevorzugten Bereichs eingestellt und gibt dann Werte für Oc₁ von 7,2· 10"⁶ bis 8,1 · 10"⁶ (⁰C)"¹ und einen -,ti Bereich für den Curiepunkt von 405⁰C bis 460° C.

Beispiel 2

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

Kohlenstoff 0,032

Mangan 0,01

Silizium.. 0,01

^h" 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.

22

nicht mehr ;ils 0.001% Schwefel, weniger ais 0,1% Chrom und weniger als 0,1% Molybdän.

Der Block wurde zu Knüppeln ausgeschmiedet. aus denen dann Proberohlinge hergestellt wurden, die vvärmcbehandelt, mechanisch bearbeitet und alsdann geprüft wurden. Zusätzlich zu Zeitslandprobcn wurden Proben für Zugversuche bei 650 C mit einem Durchmesser von 0.64cm und einer Meßlänge von 2,54cm hergestellt. Das Lösungsglühen wurde bei allen Proben 1 h lang bei den in den Tafeln 2 und 3 angegebenen Temperaturen durchgeführt. Daran "chloß sich ein achtstündiges Altern bei 72U C an, gefolgt von einer Abkühlung mit 55 C/h auf 620 C. Die Proben wurden 8 h bei dieser Temperatur gehalten und dann an der Luft abgekühlt. Die Auswirkung der Temperaturen für das Lösungsglühen zwischen 840 und 930 C auf die Zeitstandwerte der Legierung von Beispiel 2, gemessen bei 620" C unter einer Belastung von 77 kp/mm² sind in Tafel 2 aufgerührt:

Tafel 1

Lösungs-	Suindzen	Bruchdehnung	Einschnürung
icmpcralur
( C)	(h)	(%)	(%l
843	22,6	15,5	54,0
857*)	158,3	11,7	44,4
871*)	237,3	14,3	37,3
885*)	305,3	12,3	30,8
898	4,3	1,4	2,0
912	2,9	1,4	—
926	172,6	1,4	3,2

•| Gemäß der Erfindung.

Die Ergebnisse von Tafel 2 zeigen, daß die wirksame Lösungstemperatur der i_r und Λ-Phasen dieser Legierung für ein solches Lösungsglühen zwischen 885 und 900 C liegt. Während ein einstündiges Lösungsglühen bei 860⁰C noch brauchbare Eigenschaften liefert, ist 845°C zu niedrig, wahrscheinlich weil dies unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur der γ'- und /"-Phasen liegt.

Die Ergebnisse von Warmzugversuchen, welche bei 650⁰C an Proben ausgeführt wurden, die den gleichen Wärmebehandlungsbedingungen ausgesetzt wurden wie die Proben für die oben beschriebenen Zeitstandversuche, sind in Tafel 3 aufgeführt.

Tafel 3

Lösungs-	0.2%-Grenze	Warmzug	Bruch	Ein
lemperatur		festigkeit	dehnung	schnü
				rung
CC)	(kp/mm²)	(kp/mm²)	(%)	(%)

98

103

104

96

93

92

107
113
111
115
113
111
108

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

*) Gemäß der Erfindung.

63,6
60,0

56,8
54,5
22,3
18,9
19,7

Bei dieser Zusammensetzung werden die besten Eigenschaften bei höherer Temperatur durch ein Lösungsglühen bei etwa S60 bis 885 C erzielt, was sich hauptsächlich in der 0,2%-Grcnze und weniger in der Warmfestigkeit ausdrückt.

Für Vergleichszweckc wurde eine Schmelze wie im Zusammenhang mit Beispiel 2 beschrieben mit einer gleichwertigen Analyse hergestellt, nur daß der Bor-Gehalt 0,0022% und die Gehalte an Kohlenstoff 0,031%, an Nickel 37,73%. an Kobalt 16,19%, an Niob 3,02%, an Titan 1,74 und an Aluminium 1.00" ο betrugen, mit Eisen als Resi, ausgenommen unbedeutende Verunreinigungen. Es wurden zwei Zeitstandproben hergestellt, die bei 885" C während 1 h lösungsgeglüht, dann zunächst bei 720"C und schließlich bei 620 C gealtert wurden, wie im Zusammenhang mit Beispiel 2 beschrieben. Unter einer Belastung von 77kp/mm² bei 620" C brachen beide Proben im Kerb, die eine nach nur 1,2 h, die andere nach nur 2,1 h.

Beispiel 3

Als weiteres Beispiel für eine Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten wurde eine Schmelze im Vakuum-Induktionsofen entsprechend Beispiel 2 hergestellt mit folgender Analyse (in Gew.-%):

Kohlenstoff 0,031

Mangan 0,01

Silizium 0,01

Nickel 37,44

Kobalt 13,99

Niob 3,10

Titan 1,53

Aluminium 0,58

Bor 0,0047

Der Rest war Eisen und zufällige Verunreinigungen mit jeweils weniger als 0,1% Chrom und Molybdän und nicht mehr als je 0,001 % Phosphor und Schwefel. Kombinierte Zeitstandproben mit Rundkerb aus der Legierung nach Beispiel 3 wurden, wie bei Beispiel 2 beschrieben, bei 620° C einer Belastung von 77 kp/mm² unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tafel 4 aufgeführt.

Tafel 4

Lösungstemperaiur

Standzeil Bruchdehnung Einschnürung

843**)

857**) 871**)

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

**) Gemäß der Erfindung.
·) Kerbbrüche.

Mit Ausnahme des ausschlaggebenden Bor-Gehaltes entspricht die Legierung gemäß Beispiel 3 derjenigen gemäß der bereits erwähnten US-PS 31 57495. Die ausgezeichnete Verformbarkeit bei den Zeitstandwerten wird durch die Ereehnisse vnn Tnfpl A Har

13 14

belegt. Es soll festgehalten werden, daü der Unter- im Zusammenhang mit Beispiel 3 beschrieben, wur

schied im Aluminium-Gehall von etwa 0.5% zwischen den hergestellt, während einer Stunde bei 860 C

den Zusammensetzungen von Beispiel 2 und Bei- lösungsgeglühl und der gleichen Allerungsbehand

spiel 3 offenbarden Unterschied in den Temperaturen lung wie die Proben von Beispiel 3 unterzogen. Dk

für das günstigste Lösungsglühen der beiden Legie- i Proben wurden bei 620 C mit 77 kp/mnr belastet

rungen verursacht, wobei diejenige von Beispiel 2 Eine Probe riß nach nur 0,9 h mit 10,3% Bruchdeh

wegen des höheren Aluminium-Gehaltes auch höher nung und 18,0% Einschnürung, eine zweite solcht

liegt- Probe riß nach nur 0,6 h mit 18% Bruchdehnung unc

Zum Vergleich mit Beispiel 3 wurde eine Legierung 30,9% Einschnürung, was auf eine unzureichendf

gemäß der US-PS 31 57 495 wie im Zusammenhang u> Standzeit bei den Zeitstandversuchen hindeutet. Wenr

mit Beispiel 3 beschrieben mit folgender Analyse in Proben dieser Zusammensetzung bei 885 C Iösungs-

Gew.-% hergestellt: geglüht wurden, sonst aber genau wie soeben beschrie·

Kohlenstoff OOi"· ^^en ^handelt und erprobt wurden, erlitten allt

jyj._ino._in ()'()■>" Proben Kerbbrüche. Dies deutet darauf hin, daß sie

Silizium (H)T ¹⁵ keine Verformbarkeit beim Zeitstandversuch hatten

Nickel 3677 ^{wie zu erwarten war}-

Jf₀Kj₁I₁ ι/™ Wenn auf das Element Niob Bezug genommer

-_M- , ' ' wird, so wird unterstellt, daß es einen bestimmter

i:.^IOD -V* Anteil von Tantal enthält, etwa 1 bis 20% des Niob

_Δ! ^an.': ".' 2o Anteils. Dieser Tantal-Gehalt ist normalerweise ir

Aluminium O3 _dcn handelsüblichen Lieferungen von Niob für Le

gierungszwecke zugegeben. Außerdem können, falls

Der Rest war Eisen und zufällige Verunreinigungen. gewünscht, weitere Anteile von Niob durch Tanta

darunter 0,004% Phosphor, 0,001 % Schwefel. 0.04% ersetzt werden. So muß »Niob« so verstanden werden

Chrom und weniger als 0.02% Molybdän. 2ϊ daß es die Sunvie der Gehalte an Niob plus Tanta

Kombinierte Zeilstandproben mit Rundkerb. wie der Zusammensetzung angibt.

Hierzu 2 Blatt Zeichnuimen

Claims

Patentansprüche:

1. Wärniebehandlungsverfahren zur Erhöhung der Standzeit, Bruchdehnung und Einschnürung im Zeitstandversuch sowie der Zugfestigkeit und der 0,2%-Grenze bei erhöhter Temperatur einer Legierung auf Nickel-Eisen-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 Alterungstemperatur und der Lösungsglühtemperatur liegenden Temperatur geglüht und anschließend gealtert wird, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung, anstatt vollständig lösungsgeglüht zu werden, zur Lösung der /- und -/"-Phasen und zur Ausscheidung eier η- und n-Phasen an den Korngrenzen bei einer oberhalb der Lösungstemperatur der /- und /'-Phasen aber unterhalb der Lösungstemperatur der )/- und Λ-Phasen liegenden Temperatur geglüht und anschließend bei einer unterhalb der Lösungstemperatur der /- und /'-Phasen liegenden Temperatur zur feindispersen Ausscheidung der /- und /'-Phasen innerhalb der Körner gealtert wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Alterung aus einem achtstündigen Glühen bei 720 bis 76O°C, einem Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 55 grd/h auf 620 oder 650⁰C und einem achtstündigen Glühen bei dieser Temperatur mit anschließender Luftabkühlung besteht.

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

bis 0,1% Kohlenstoff,

bis 1 % 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,

1 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 1% Kobalt,

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

I bis 2% Titan.

0,15 bis 0,40% Aluminium, 0,001 bis 0,01% Bor,

Rest Eisen sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen.

5. Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch 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 herstellungsbedingte Verunreinigungen.

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

bis 0,1% Kohlenstoff,
bis 0,50% Mangan,
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, 1 bis 3% Titan,
0,1 bis 2% Aluminium,
bis 0,030% Bor,

Rest Eisen sowie herstellungsbedingte 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 herstellungsbedingte 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 i_r und Λ-Phasen erfolgt.

8.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 Eisen sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen.

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

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

11. Verwendung nach Anspruch 10, und zwar für Flugzeuglurbinen.

12. Verwendung nach Anspruch 10, und zwar für die Turbinenschaufeln.