DE2264997C2 - Ausscheidungshärtbare Eisen-Nickel-Legierung - Google Patents

Ausscheidungshärtbare Eisen-Nickel-Legierung

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DE2264997C2 DE2264997A DE2264997A DE2264997C2 DE 2264997 C2 DE2264997 C2 DE 2264997C2 DE 2264997 A DE2264997 A DE 2264997A DE 2264997 A DE2264997 A DE 2264997A DE 2264997 C2 DE2264997 C2 DE 2264997C2
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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Description

a 1.ClUIiIlCl1 UaU MC itUS. 0,01 bis 0,05%
k Kohlenstoff 0,20%
Ϊ Mangan bis zu 0,20%
Silizium bis zu 0,5 %
h Chrom bis zu 0,5 %
it' Molybdän bis zu 36 bis 39%
P 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%
U Aluminium 0,005 bis 0,020%
Bor
Rest Eisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen besteht und, daß die Curie-Temperatur im Bereich von 405° C bis 460° C durch die Bedingung (a) und im Bereich von Raumtemperatur bis Curie-Temperatur der mittlere lineare Ausdehnungskoeffizient von 7,2 x 10-' 0C"1 bis 8,1 x 10~6 0C"1 durch die Bedingung (b) einstellbar ist.
4. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß ihr Titangehalt 1,9 bis 2,1% und ihr Aluminiumgehalt 0,7 bis 1,0% beträgt.
Die Erfindung betrifft eine ausscheidungshärtbare Elsen-Nlckel-Leglerung mit Kobald-Antellen, mit oder ohne Chrom und Kobalt, wobei Niob, Titan und Aluminium an der Haupt-Aushärtungs- und Verfestigungsreaktion teilnehmen.
Bei der Wärmebehandlung von Gegenständen aus Elsen-Nickel-Basis zur Vorbereitung für den Einsatz bei wiederholten, vorzugsweise zyklischen Temperaturveränderungen bis zu höheren Temperaturen mit oder ohne mechanischer Belastung, beispielsweise in Gasturbinen, haben sich erhebliche Schwierigkeiten bei der Erreichung von Mindestwerten bei höheren Temperaturen, Insbesondere der Verformbarkeit unter Zugbeanspruchung und den Zeitstandwerten ergeben. Übliche Wärmebehandlungsverfahren beginnen mit einem Lösungsglühen. Nach einem mehr oder weniger schnellen Abschrecken, manchmal Im Anschluß an eine Periode langsamer gesteuerter Abkühlung, schließt sich als ein weiteres Glühen bei einer geringeren Temperatur das Ausscheidungsaltern an. Manchmal wird auch ein Stabilislerungsaltern durchgeführt, und zwar bei einer Temperatur, die zwischen der Temperatur des Lösungsglühens und der des Ausscheldungsaltems liegt.
In der Praxis haben jedoch die Ergebnisse, die mit Legierungen auf Eisen-Nickel-Basis, verfestigt durch Niob, Titan und Aluminium, erreicht wurden, in mehrfacher Hinsicht zu wünschen übrig gelassen. Bei solchen Legierungen ergibt sich die Hauptverfestigungswirkung durch eine Intrakristalline Ausscheidung Nh (Nb. Tl, Al), deren Zusammensetzung verschieden sein kann. Die Form der Ausscheidung ist schwierig zu bestimmen, sie kann »gamma prime« sein, wobei es sich um ein flächenzentilertes kubisches Gefüge handelt, oder »gamma double prime«, wobei es sich um ein raumzentriertes tetragonales Gefüge handelt, oder es kann auch eine Kombination dieser beiden sein. Die genaue Form wird für die Erfindung nicht für so wichtig gehalten wie die Lösungstemperatur dieser Phasen, die Im einzelnen bestimmt werden kann, wie es noch beschrieben wird. Außer der genannten Intrakristallinen Ausscheidung werden weitere die Elemente Nickel, Niob und Titan enthaltende Phasen nicht nur längs der Korngrenzen gebildet, sondern auch bis zu einem gewissen Ausmaß innerhalb der Kristalle, wo sie unerwünscht sind. Anscheinend sind die Nachteile solcher bekannten Legierungen und deren Wärmebehandlungen 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 intrakristallinen als auch die an den Korngrenzen gebildeten - außer den PrI-märcarblden - In feste Lösung übergeführt werden.
Eine Folgeerscheinung solchen Vorgehens ist ein gewisses Kornwachstum während der Wärmebehandlung. Zusätzlich dazu - und wahrscheinlich als ein unmittelbares Ergebnis davon - sind die Eigenschaften dieser Zusammensetzungen bei hoher Temperatur, wie Verformbarkeit unter Zugspannung und Zeltstandfestlgkelt niedrig und Im Falle der in der US-PS 31 57 495 beschriebenen Zusammensetzung sind sie so niedrig, daß sie anregen, die Zusammensetzung dort einzusetzen, wo eine geringe Verformbarkeit - das bedeutet die Neigung, eher zu brechen als sich zu verformen - eine wünschenswerte Eigenschaft ist, wie im Falle gewisser Meßinstrumente.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die eine außergewöhnliche Kombination von Eigenschaften bei Raumtemperatur und beim Zeltstandversuch aufweist. Sie soll eine hohe Festigkeit aufweisen und dabei gut verformbar sein; außerdem soll sie sich auch für den Einsatz bei hohen Temperaturen eignen.
Diese Aufgabe wird gelost durch eine Legierung gemäß Anspruch 1.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den Ansprüchen 2 bis 4 angegeben.
In der DE-PS 22 23 114 wird ein Verfahisn zur Wärmebehandlung einer Eisen-Nickel-Legierung vorgeschlagen, welches eine ausscheidungsgehänete Legierung zur Verfügung stellt, bei der die Elemente Niob, Titan und Aluminium an der Verfestigungs-Reaktion teilnehmen, um eine bessere Verformbarkeit unter Zug bei erhönten Temperaturen sowie bessere Zeitstandwerte bei solchen Zusammensetzungen zu erreichen.
Im einzelnen lehrt die DE-PS 22 23 114 ein Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisen-Nickel-Legierung, welches zu einer ausscheidungsgehärteten Legierung führt, die Niob und Titan in einer Menge enthält, welche ausreicht, um eta- und delta-Phasen in der Legierung zu bilden, und die ferner Aluminium zusätzlich zu den vorerwähnten Gehalten an Niob und Titan zur Verfestigung der Legierung durch Bildung vom »gan.ma prime« und/oder »gamma double primew-Phasen in der Legierung als intrakristalline Ausscheidung durch die Verbindung von Nickel mit Niob, Titan und Aluminium einschließt, mit dem Kennzeichen, daß diese Legierung für die Aushärtung bei einer Temperatur lösungsgeglüht wird, die oberhalb der wirksamen Lösungstemperatur der »gamma prime« und »gamma double prime«-Phasen liegt, und unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur der eta- und delta-Phasen, so daß sich eine Ausscheidung auf den Korngrenzen der Legierung aus eta- und delta-Phasen bildet, und daß dann die Legierung bei einer Temperatur unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur der besagten »gamma prime« und »gamma double prime«-Phasen gealtert wird, um aus diesen eine feine Dispersion Innerhalb der Kristalle der Legierung zu bilden.
Eine Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten und geringer plastischer Verformbarkeit Ist in der US-PS 31 57 495 beschrieben. Wenn einer solchen Legierung ein kleiner, aber ausschlaggebender Bor-Gehalt zulegiert wird und sie nach der Lehre der DE-PS 22 23 114 behandelt wird, behält sie nicht nur ihren gewünschten gesteuerten Ausdehnungskoeffizienten, sondern zeigt auch noch durchweg erheblich verbesserte Zelistandwerte.
Weitere Teilaufgaben, Merkmale, Wirkungen und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von Beispielen.
Das Verfahren gemäß DE-PS 22 23 114 ist anwendbar auf eine verhältnismäßig engbegrenzte Gruppe von Elsen-Nlckel-Leglerungen, In denen die wichtigsten Elemente Nickel und Eisen zusammenwirken, um ein austenitlsches oder flächenzentriertes kubisches gamma-Gefüge zu bilden. Nickel kann In Gehalten von etwa 30 bis 50% vorliegen, und wenigstens etwa 30% Elsen sollte vorhanden sein. Die Verfestigungselemente Niob, Titan und Aluminium reagieren mit einem Teil des Nickels, um eine oder mehrere Verfesilgungsphasen zu bilden, die durch Altern oder Ausscheidungshärtung als Intrakristalline Ausscheidungen auftreten. Die Zusammensetzung dieser Phasen lautet allgemein Nl1 (Nb, Ti, Al), und sie können »gamma prime« - flächenzentriertes kubisches Gefüge - oder »gamma double prime« - raumzentriertes tetragonales Gefüge - sein. Beide Phasen können auch gleichzeitig auftreten. Als Gruppe oder Klasse ist die Zusammensetzung dieser Legierungen so gewählt, daß die Intrakristalline Ausscheidung Nl1 (Nb, Tl, Al) eine Lösungsiemperatur besitzt, die beträchtlich unterhalb derjenigen von gleichen oder ähnlichen Phasen liegt, die in handelsüblichen, gegenwärtig gebräuchlichen hochnlkkelhaltigen Legierungen gefunden werden und die wenig oder überhaupt kein Eisen enthalten. Die Lösungstemperatur dieser Ausscheidung 1st ebenfalls wesentlich niedriger als diejenige von zusätzlich ausgeschiedenen Phasen, welche aus den Elementen Ni, Nb und Ti gebildet und als eta-Phase für Ni3Ti und als delta-Phase für Ni3Nb bezeichnet werden. Ni3Ti in der Form der eta-Phase hat ίο ein dichtgepacktes hexagonales Gitter und ist so durch bekannte Röntgenbeugungstechnlken zu unterscheiden von dem flächenzentrierten kubischen Gitter, das typisch für die »gamma prime«-Form von Nl3Ti 1st. Mittels ähnlicher Techniken kann die orthorhombische delta-Phase aus Ni3Nb als Korngrenzenausscheidung von der Intrakristallinen raumzentrierten tetragonalen »gamma double prime«-Phase aus Ni3Nb unterschieden werden, die beim Altern auftritt. Bisher traten eta-Phase und/oder delta-Phase nicht nur längs der Korngrenzen auf, wo sie vorteilhaft sein konnten, sondern auch innerhalb des KristalJgefages, wo ihr Vorhandensein unerwünscht war. Wie welter unten mehr im einzelnen ausgeführt, werden eta-Phase und/oder delta-Phase längs der Korngrenzen ausgeschieden, um zu besseren Eigenschaften zu führen, und innerhalb der Kristalle tritt kein wirksamer Gehalt auf, welcher die Eigenschaften im ganzen verschlechtern würde.
Mithin sind außer Nickel und Elsen die einzig notwendigen Elemente in den Legierungen, die auf das Verfahren gemäß der DE-PS 22 23 114 ansprechen. Niob, Titan und ein kleiner, aber notwendiger Gehalt an Aluminium. Zwischen etwa 2,5% bis zu nicht mehr als etwa 6% Niob, von etwa 1% bis zu nicht mehr als etwa 3% Titan und von etwa 0,1% bis zu nicht mehr als etwa 2% Aluminium sollten vorliegen, um das gewünschte Ansprechen auf das Verfahren gemäß der DE-PS 22 23 114 zu gewährleisten. Während Aluminium nicht eines der wichtigsten verfestigenden Elemente darstellt, Ist doch ein kleiner Gehalt erforderlich, und der notwendige Mindestgehalt sollte heraufgesetzt werden, wenn der Nb-Gehalt sich der unteren angegebenen Grenze nähen. So sollte bei einem Nb-Gehalt von etwa 2,5% bis 3% der niedrigste Al-Gehalt möglichst nicht unter etwa 0,15% und noch besser nicht unter etwa 0,20% liegen.
Während das Verfahren gemäß der DE-PS 22 23 .'14 den oben beschriebenen Legierungen Verformbarkeit beim Zeitstandversuch mitteilt, kann ein kleiner, aber ausschlaggebender Bor-Gehalt zugesetzt werden, wenn die Legierung durchweg die besseren Eigenschaften aufweisen soll, die die Erfindung auszeichnet. Deshalb sollte ein Mindestgehalt von 0,003% Bor vorliegen. Bis 0,03%, vorzugsweise aber nicht mehr als etwa 0,020% Bor können mit Vorteil zum Beispiel in Legierungen mit wenig oder ohne Chrom verwendet werden, während beim Vorhegen erheblicher Anteile von Chrom der Bor-Gehalt auf nicht mehr als etwa 0,01 oder besser noch auf nicht mehr als etwa 0,006% begrenzt werden sollte.
Im Hinblick auf eine gute wirtschaftliche metallurgische Praxis können In den Elsen-Nickel-Leglerungen nach der Erfindung bis zu etwa 0,1% Kohlenstoff, nicht mehr als 0,50% Mangan und bis zu etwa 0,50% Silizium vorliegen. Gewöhnlich sind die Aufwendungen, die entstehen, um den Kohlenstoffgehalt unterhalb einiger hunderts.el Prozent zu halten, nicht gerechtfertigt, und In einigen Fällen kann ein Kohlenstoffgehalt von etwa 0,01 bis 0,05% vorteilhaft sein. Phosphor und Schwefel sind unerwünschte Begleiter, und jedes dieser Elemente sollte nach Möglichkeit etwa 0,020% nicht überschreiten.
Derartige Legierungen können nach herkömmlichen Techniken leicht geschmolzen und zu Blöcken vergossen werden. Für beste Ergebnisse Ist jedoch ein mehrfaches Umschmelzen vorzuziehen. Beispielsweise kann eine Charge zunächst In einem Vakuum-Induktionsofen geschmolzen und als Block abgegossen werden. Der Block kann dann als Abschmelzelektrode zum Umschmelzen unter Vakuum benutzt werden.
Bei der Verarbeitung und der Warmbehandlung von Legierungen nach der Erfindung soll die Warmformgebung möglichst so erfolgen, daß sich ein Felnkorngefüge von zumindest ASTM 4 oder feiner ergibt. In der Praxis Ist Schmieden ab einer Ofentemperatur von etwa 1090° C bis 115O0C mit einer Querschnittsabnahme von zumindest etwa 60% ausreichend. 80 bis 90% Querschnittsabnahme liefern aber bessere Eigenschaften. Für die Ergebnisse sollte das Fertigschmieden, zumindest teilweise. In einem Temperaturbereich von etwa 55° C ober- oder unterhalb der wirksamen Lösungstemperatur der eta- und delta-Phasen der Legierung erfolgen. Dies gewährleistet das gewünschte Korngefüge von nicht gröber als ASTM 4. Das Ausgangskorngefüge für die Warmbehandlung, das zu den besten Ergebnissen führ·., wurde mit mindestens ASTM 8 oder feinkörniger ermittelt.
Das Lösungsglühen dient mehreren Zielen, einschließlich des üblichen, die intrakristallinen verfestigenden »gamma prime« und »gamma double prlme«-Phasen, die während der Warmverformung ausgeschieden waren, wieder In Lösung zu bringen. Dadurch soll ein Zellengefüge oder eine andere ungleichmäßige Phasenverteilung vermieden werden, die In der Praxis während der Warmverformung meist nicht verhindert werden können. Ein weiteres wichtiges Ziel des Lösungsglühens Ist bei der Erfindung die Bildung von eta- und/oder delta-Phasen als Ausscheidung längs der Korngrenzen. Das Lösungsglühen wird bei einer Temperatur und während einer Dauer durchgeführt, die ausreichend sind, um die Menge und auch die Verteilung der eta- und delta-Phasen zu bewirken, welche das Erreichen einer höheren Verformbarkeit beim Warmzugversuch und beim Zeltstandversuch begünstigen.
Für eine gegebene Zusammensetzung einer solchen Elsen-Nickel-Leglerung kann die Temperatur für das Lösungsglühen empirisch nach folgenden Richtlinien leicht bestimmt werdei..
Warmverformte Proben werden in Temperaturstufen von etwa 15° C ab etwa 7600C geglüht, um die Lösungstemperatur der intrakristallinen »gamma prime« und »gamma double prlme«-Ausscheidungen festzustellen. Die weitere Erprobung wird bei Temperaturstufen von etwa 15° C oberhalb der Lösungstemperatur der »gamma prime« und »gamma double prime«-Ausscheidungen durchgeführt, bis zu einer Temperatur, bei der die wirksame Lösungstemperatur von eta-Phase und delta-Phase festgestellt wird. Dies ist die Temperatur, bei welcher genügend von einer eta- und delta-Phase wieder in Lösung gegangen 1st, so daß der Rest nicht mehr Kornwachstum und andere unzulässige Auswirkungen verhindert. Die wirksame Lösungstemperatur liegt etwas unterhalb der Gleichgewichtslösungstemperatur. Letztere ist die Temperatur, bei welcher jene Phasen restlos In Lösung gegangen sind. Die wirksame Lösungstemperatur 1st durch eine Gefügeuntersuchung der lösungsgeglühten Proben leicht zu ermitteln, nämlich durch das Kornwachstum aus dem Schmiedezustand, das sofort eintritt, sobald die Temperatur des Lösungsglühtns oberhalb der wirksamen Lösungstemperatur liegt. Die günstigste Temperatur für das Lösungsglühen für die Praxis kann leicht durch Altern von Zug- und Zeltstandproben auf die herkömmliche Welse, d. h. unterhalb der »gamma prlme«/»gamma double prlme«-Lösungstemperatur festgestellt werden, Indem die Auswirkung der verschiedenen Temperaturen für das Lösungsglühen auf die Zug- und Zeltstandwerte beobachtet wird.
Es muß festgehalten werden, daß der Ausdruck »Warmverformung« nicht eine »Warm-Kalt-Verformung« ausschließen soll, worin das Verformen des Metalles unterhalb seiner Rekristallisationstemperatur eingeht, oder andere termomechanische Verfahren. Für die erfindungsgemäße Elsen-Nlckel-Leglerung 1st die tatsächliche Lösungstemperatur der eta- und delta-Phasen für die meisten praktischen Zwecke auch die Rekrlstallisatlonstemperatur, wenn auch In einigen Fällen besonders starker Warmverformung die Rekristalllsatlonstemperatur niedriger sein kann.
Ein wichtiges Merkmal der Erfindung besteht darin, daß sie die Herstellung von Legierungen mit steuerbarem Ausdehnungskoeffizienten ermöglicht, die sich durch hohe Festigkeit und Verformbarkeit bei hohen Temperaturen auszeichnen. So läßt sich das Verfahren gemäß DE-PS 22 23 114 auch auf die nachstehenden Legierungen mit steuerbarem Ausdehnungskoeffizienten anwenden, die Im wesentlichen folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent haben:
30 Legierung mit gesteuertem
Ausdehnungskoeffizienten
Weiter Bereich		 0,1 max. Legierung mit gesteuertem
Ausdehnungskoeffizienten
Bevorzugter Bereich
Kohlenstoff 0,50 max. 0,01 bis 0,05
Mangean 0,50 max. 0,20 max.
35 Silizium 0,020 max. 0,20 max.
Phosphor 0,020 max. 0,020 max.
Schwefel 0,5 max. 0,020 max.
40 Chrom 0,5 max. 0,5 max.
Molybdän 35 bis 40 0,5 max.
Nickel 13 bis 17 36 bis 39
45 Kobalt 2,5 bis 6 14,5 bis 16,5
Niob 1 bis 3 2,75 bis 3,2
Titan 0,1 bis 2 1,65 bis 1,85
50 Aluminium 0,030 max. 0,85 bis 1,15
Bor 0,005 bis 0,020
Der Rest der Legierung besteht aus Elsen und zufälligen Verunreinigungen, die möglichst niedrig gehalten werden sollten, was durch mehrfaches Umschmelzen im Vakuum, wie oben beschrieben, erleichtert wird.
Während der weitere Bereich für den Niob-Gehalt mit etwa 2,5 bis 6% angegeben wird, 1st es besser. Niob auf nicht mehr als etwa 3,5% zu begrenzen. Beim Aluminium geben höhere Gehalte eher bessere Ergebnisse, und so wird ein mittelbreiter Bereich von 0,5 bis 1,5% bevorzugt. Innerhalb der angegebenen Grenzen werden beim Abgleich der Aluminium- und Titan-Gehalte In der Legierung die Bestergebnisse erreicht, wenn niedrige Alumlnlum-Gehalte mit höheren Titan-Gehalten verwendet werden. Es kann auch ohne Bor ausgekommen werden, wenn bei höherer Temperatur keine Verformbar-
keit bei Zeltstandversuchen gefordert wird. Wenn aber die aushärtende Legierung mit steuerbarem Ausdehnungskoeffizienten zuverlässig die hervorragenden Zeltstandwerte der Erfindung haben soll, wird etwa 0,003 bis 0,030% Bor in die weiteren Analysengrenzen eingeschlossen. Für beste Ergebnisse werden 0,005 bis 0,015% Bor verwendet.
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. So 1st beispielsweise beim Titan vorgesehen, den Bereich 1,65 bis 3,0% aufzunehmen, der sich aus der Kombination des bevorzugten Mindestgehaltes für Titan mit dem Höchstwert des breiteren Bereichs für Titan ergibt. Zusätzlich zu dem bevorzugten Bereich für Titan von 1,65 bis 1,85% enthält eine andere bevorzugte Legierung, in der die erwünschten eta- und delta-Phasen begünstigt werden, etwa 1,9 bis 2,1% Titan und etwa 0,7 bis 1,0% Aluminium.
Um einen mittleren linearen Ausdehnungskoeffizienten (alpha, von etwa 5,4 XlO-60C'1 bis 10,8 χ IO"'' 0C'1 von Raumtemperatur bis zum Curiepunkt oder zur Inflexlonstemperatur (TJ zwischen etwa 315° C bis 510°C zu erhalten, wird die Legierung so Im vorstehenden weiten Bereich eingestellt, daß sie den beiden folgenden Gleichungen genügt. In die ebenfalls die Gewichtsprozente eingesetzt werden:
T, = 33,28 (%Ni + %Co) - 77,85 (% Al) 129,23 (% Ti) - 24,34 (% Nb) - 590,10
Alpha, = 0,3074 (% Ni + % Co) - 0,5935 (% AI) 1,159 (% Ti) - 0,0967 (% Nb) - 9,561
Die Legierung wird möglichst innerhalb des bevorzugten Bereichs eingestellt und gibt dann Werte für alpha von 7,2 χ 10'' bis 8,1 χ 10* (° C)1 und einen Bereich für den Curie-Punkt von 4050C bis 460° C.
Beispiel 1
Als Beispiel einer Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten entsprechend der Erfindung wurde eine Versuchsschmelze im Vakuum-Induktionsofen hergestellt mit folgender Analyse in Gewichtsprozent:
Kohlenstoff 0,032
Mangan 0,01
Silizium 0,01
Nickel 38,35
Kobalt 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, nicht mehr als 0,001% Schwefel, weniger als 0,1% Chrom und weni-. ger als 0,1% Molybdän.
Der Block wurde zu Knüppeln ausgeschmiedet, aus denen dann Proberohlinge hergestellt wurden, die wärmebehandelt, mechanisch bearbeitet und alsdann geprüft wurden. Zusätzlich zu Zeitstandproben wurden Proben für Warmzerreißversuche bei 650° C mit einem Durchmesser von 6,4 mm und einer Meßlänge von 25,4 mm hergestellt. Das Lösungsglühen wurde bei allen Proben 1 Stunde lang bei den In den Tafeln 2 und 3 angegebenen Temperaturen durchgeführt. Daran schloß sich ein achtstündiges Altern bei 720° C an, gefolgt von einer Abkühlung mit 550C pro Stunde auf 620° C. Die Proben wurden 8 Stunden bei dieser Temperatur gehalten und dann an der Luft abgekühlt. Die Auswirkung der Temperaturen für das Lösungsglühen zwischen 840° C und 93O0C auf die Zeitstandwerte der Legierung von Beispiel 1, gemessen bei 620° C unter einer Belastung von 77 kp/mm2 sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Tafel 1
10 , ..
Losungs
temperatur
(0C)		 Standzeit
(Stunden)		 Bruch
dehnung		 Einschnürung
15 843 22,6 15,5 54,0
857 158,3 11,7 44,4
871 237,3 14,3 37,3
20 885 305,3 12,3 30,8
898 4,3 1,4 2,0
912 2,9 1,4 -
926 172,6 1,4 3,2
Die vorstehenden Daten zeigen, daß die wirksame Lösungstemperatur der eta- und delta-Phasen dieser Legierung für ein solches Lösungsglühen zwischen 885° C und 900° C liegt. Während ein einstündiges Lösungsglühen bei 860° C noch brauchbare Eigenschaften liefert, ist 845° C zu niedrig, wahrscheinlich weil dies unterhalb der wirksamen Lösungstemperalur der »gamma prime« und »gamma double prlme«-Phasen liegt.
Die Ergebnisse von Warmzugversuchen, welche bei 650° C an Proben ausgeführt wurden, die den gleichen Wärmebehandlungsbedingungen ausgesetzt wurden, wie die Proben für die oben beschriebenen Zeitstandversuehe, sind in der nachfolgenden Tabelle aufgeführt:
Tafel 2
45 Lösungs
temperatur
(0C)		 0,2%-
Grenze
(kp/mm2)		 Warm-
festigkeit
(kp/mm2)		 Bruch
dehnung
(%)		 Ein
schnürung
(%)
843 98 107 26,3 63,6
50 857 103 113 20,2 60,0
875 1 Λ1 111 22,6 56,8
885 104 115 22,1 54,5
55 898 96 113 15,0 22,3
912 93 111 11,6 18,9
926 92 108 10,0 19,7
60 Bei dieser Zusammensetzung werden die besten Eigen-
schäften bei höherer Temperatur durch ein Lösungsglühen bei etwa 860° C bis 885° C erzielt, was sich hauptsächlich In der 0,2%-Grenze, weniger In der Warmfestigkeit ausdrückt.
Für Vergleichszwecke wurde eine Schmelze wie im Zusammenhang mit Beispiel 1 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% betrugen, mit Elsen als Rest, ausgenommen unbedeutende Verunreinigungen. Es wurden zwei Zeltstandproben hergestellt, die bei 885° C während 1 Stunde lösungsgeglüht, dann zunächst bei 720° C und schließlich bei 620° C gealtert wurden, wie Im Zusammenhang mit Beispiel 1 beschrieben. Unter einer Belastung von 77 kp/mm! bei 620° C brachen beide Proben Im Kerb, die eine nach nur 1,2 Stunden, die andere nach nur 2,1 Stunden.
Beispiel 2
Als weiteres Beispiel für eine Legierung mit gesteuertem Ausdehnungskoeffizienten und Ihrer Wärmebehandlung gemäß der DE-PS 22 23 114 wurde eine Schmelze Im Vakuum-Induktionsofen hergestellt, wie bei Beispiel 1 beschrieben. Ihre Analyse In Gewichtsprozent lautet:
Kohlenstoff 0,031
Mangan 0,01
Silizium < 0,01
Nlckei 37,44
Kobalt' 13,99
Niob 3,10
Titan 1,53
Aluminium 0,58
Bor 0,0047
Der Rest war Elsen 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 2 wurden, wie bei Beispiel 1 beschrieben, bei 620° C einer Belastung von 77 kp/mm2 unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tafel 3 aufgeführt.
Tafel 3
Lösungs
temperatur
(0C)		 Standzeit
(Stunden)		 Bruch
dehnung
(%)		 Einschnürung
(%)
843 103,3 13,8 48,2
857 119,4 14,3 45,9
871 113,0 14,7 48,3
885 13,6 *) *)
898 2,6 *) *)
912 1,5 *) *)
926 0,6 *) *)
*) Kerbbrüche
Mit Ausnahme des ausschlaggebenden Bor-Gehaltes entspricht die Legierung gemäß Beispiel 2 derjenigen gemäß der bereits erwähnten US-PS 31 57 495. Die einzigartige Verformbarkeit bei den Zeitsiandwerten wird durch die Angaben In Tafel 3 klar belegt. Es soll festge-
halten werden, daß der Unterschied im Aluminium-Gehalt von etwa 0,5% zwischen den Zusammensetzungen von Beispiel I und Beispiel 2 offenbar den Unterschied in den Temperaturen für das günstigste Lösungsglühen der beiden Legierungen verursacht, wobei diejenige von Beispiel 2 wegen des höheren Aluminium-Gehaltes auch höher liegt.
Zum Vergleich mit Beispiel 2 wurde eine Legierung gemäß der US-PS 31 57 495, wie Im Zusammenhang mit Beispiel 2 beschrieben, hergestellt. Die Analyse in Gewichtsprozent ergab:
Kohlenstoff 0,032
Mangan 0.02
Silizium 0,01
Nickel 36,77
Kobalt 14.08
Niob 2.94
Titan 1,51
Aluminium 0,55
Bor 0.0005
Der Rest war Eisen und zufällige Verunreinigungen, darunter 0,004% Phosphor, 0,001% Schwele!. 0.04% Chrom und weniger als 0,01% Molybdän.
Kombinierte Zeltstandproben mit Rundkerb, wie im Zusammenhang mit Beispiel 3 beschrieben, wurden hergestellt, während einer Stunde bei 860'C lösungsgeglüht und der gleichen Alterungsbehandlung wie die Proben von Beispiel 2 unterzogen. Die Proben wurden bei 620 C
JO mit 77 kp/mm! belastet. Eine Probe riß nach nur 0.9 Stunden mit 10,3% Bruchdehnung und 18.0'V. Einschnürung, eine zweite solche Probe riß nach nur 0.6 Stunden mit 18% Bruchdehnung und 30.9% Einschnürung, was auf eine unzureichende Standzeit bei den Zeitsiandversuchen hindeutet. Wenn Proben dieser Zusammensetzung bei 885°C lösungsgeglüht wurden, sonst aber genau wie soeben beschrieben behandelt und erprobt wurden, erlitten alle Proben Kerbbrüche. Dies deutet darauf hin. daß sie keine Verformbarkeit beim Zeitstandversuch hatten.
wie zu erwarten war.
Wenn In dieser Beschreibung und den anliegenden Patentansprüchen auf das Element Mob Bezug genommen wird, so wird unterstellt, daß es einen bestimmten Anteil von Tantal enthält, etwa I bis 20% des Niob-
•15 Anteils. Dieser Tanial-Gehalt ist normalerweise in den handelsüblichen Lieferungen von Niob für Legierungszwecke zugegen. Außerdem können, falls gewünscht, weitere Anteile von Niob durch Tantal ersetzt werden. So muß »Niob« so verstanden werden, daß es die Summe der Gehalte an Niob plus Tantal der Zusammensetzung angibt.
Die Erfindung kann verwendet werden für Werkstücke und Bauteile des Maschinen- und Apparatebaus, die /um Einsatz in Umgebungen bestimmt sind, wo sie wiederholten, vorzugsweise zyklischen Temperaturveränderungen bis zu höheren Temperaturen mit oder ohne mechanische Beanspruchung ausgesetzt werden. Solche Werkstücke und Bauteile kommen insbesondere in der Technik der Gasturbinen vor, beispielsweise ist die Beschaufelung der Turbinen ein geeignetes Objekt für diesbezügliche Konstruktionen. Die Gasturbinen werden vorzugsweise bei Hochgeschwindigkeitsflugkörpern eingesetzt.
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (3)

Patentansprüche:
1. A.usscheidungshärtbare Eisen-Nickel-Legierung auf Nickel-Eisen-Basis, bestehend aus
Kohlenstoff
Mangan
Silizium
Chrom
Molybdän
Nickel
Kobalt
Niob und Tantal
Titan
Aluminium
Bor
bis zu 0,1 % bis zu 0,50% bis zu 0,50% bis zu 0,5 % bis zu 0,5 %
35 bis 40%
13 bis 17%
2,5 bis 6%
1 bis 3%
0,1 bis 2%
0,003 bis 0,030%
Rest im wesentlichen Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Curie-Temperatur im Bereich von 315° C bis 510° C durch die Bedingung
(a) 33,28 (%Ni+%Co) - 77,85 (%A1) - 129,23 (%Ti)
- 24,34 (%Nb) - 590,10 = A wobei 600 2 A S 950 ist
und ein mittlerer linearer Ausdehnungskoeffizient im Bereich von Raumtemperatur bis Curie-Temperatur von 5,4 x 10"6 0C-' bis 10,8 X ΙΟ"6 0C-' durch die Bedingung
(b) 0,3074(%Ni+%Co)-0,5935(%AI)- 1,159(%Ti)
- 0,0967 (%Nb) - 9,56! = B wobei 3 S B S 6 ist
einstellbar ist.
3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekenn-
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