DE2320455A1

DE2320455A1 - Verfahren zur waermebehandlung von superlegierungen

Info

Publication number: DE2320455A1
Application number: DE2320455A
Authority: DE
Inventors: Thomas Francis Sawyer; James Lutrelle Walker
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1972-07-31
Filing date: 1973-04-21
Publication date: 1974-02-14
Also published as: BE802680A; US3783032A; IL42114A; FR2194795B1; JPS4953524A; FR2194795A1; IT987843B

Description

Verfahren zur Wärmebehandlung von SuperIegierungen

Die vorliegende Erfindung betrifft Superlegierungen und insbesondere zur Verbesserung von deren Eigenschaften ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Legierungen auf Nickelbasis, die in dem Zustand, wie er durch Gießen erhalten wird, Ausscheidungen niedrig schmelzender Phasen enthalten.

In Superlegierungen auf Nickelbasis, von denen Rene 80, Rene 100 und Rene 120 typische Beispiele sind, entstehen während der Verfestigung aufgrund von Ausscheidungen nicht im Gleichgewicht befindliche Phasen. Diese Ausscheidungen können sich bilden, da während des normalen Abkühlens der Legierung in dem Maße, wie .sich die Legierung verfestigt, keine Gleichgewichtsbedingungen herrschen.

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Diese Arten von Legierungen wurden bisher als nicht homogenisierbar angesehen. Wann immer diese Legierungen auf oberhalb der Soivus-Temperatur erhitzt wurden, um die verschiedenen mikroskopischen Phasen in eine feste Lösung zu bringen, erreichte man lediglich das Schmelzen der Phase mit dem geringsten Schmelzpunkt. Dies führte zu der weitverbreiteten Auffassung, daß innerhalb einer praktikablen Zeit diese verschiedenen niedrig schmelzenden Phasen nicht in eine feste Lösung gebracht werden könnten.

Zur Verbesserung der physikalischen Eigenschaften einer Legierung ist es allgemein bekannt, daß, wenn die verschiedenen Bestandteile in eine feste Lösung gebracht und dann aus der festen Lösung durch ein "Alterungshärtung" genanntes Wärmebehandlungsverfahren ausgefällt werden können, die Eigenschaften wesentlich ] verbessert werden. Bisher war jedoch kein Verfahren bekannt, das innerhalb einer praktizierbaren Dauer bei Legierungen, die beträchtliche Mengen ausgeschiedener niedrig schmelzender Phasen aufweisen, dazu benutzt werden konnte, um durch Wärmebehandlung alle Bestandteile in eine feste Lösung zu bringen, ohne daß dabei das Problem des beginnenden Schmelzens" auftrat.

Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren für die Wärmebehandlung von Legierungen zu schaffen, welehe nicht im Gleichgewicht befindliche Ausscheidungen aufweisen, um diese Ausscheidungen in eine feste Lösung zu überführen.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Warmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Eigenschaften einer Legierung, die niedrig schmelzende Ausscheidungen bildet, zu schaffen.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung j eines wärmebehandelten Legierungskörpers mit verbesserten physi-• kaiischen Eigenschaften.

Diese und andere Aufgaben werden gelöst durch ein Verfahren ge-

maß der vorliegenden Erfindung, bei dem ein Le,gierungskörper bis zu einer vorbestimmten Temperatur erwärmt, aus der Heizzone herausgenommen und mikroskopisch auf beginnendes Schmelzen untersucht wird. Hat bereits ein beginnendes Schmelzen stattgefunden, dann wird die vörbestimmte Temperatur verringert. Hat ein beginnendes Schmelzen noch nicht stattgefunden, dann wird die Temperatur erhöht. Es wird so eine Ausgangstemperatur für die Lösungs-: bzw. Vergütungs-Wärmebehandlung ausgewählt, die sich gerade unterhalb der Temperatur befindet, bei der die Phase mit dem niedrig- ^: sten Schmelzpunkt zu schmelzen beginnt. Die fortschreitende Wärmebehandlung wird dann bei steigenden Temperaturen kontinuierlich oder stufenweisen fortgeführt bis zu einem Punkt unterhalb ; der Temperatur, bei der die feste Lösung der Legierung schmilzt, wobei man jedoch die Temperatur langsam genug steigert, um eine ausreichende Diffusion zu ermöglichen und ein Schmelzen der niedrig schmelzenden Phasen bei der nachfolgenden Temperaturerhöhung zu vermeiden, bis alle niedrig schmelzenden Phasen im wesentlichen aufgelöst sind. Nach dem Abkühlen auf Umgebungstemperatur kann die homogenisierende bzw. lösende Wärmebehandlung bei

härtungs Bedarf durch eine Ausscheidungs'-Wärmebehandlung ergänzt werden. ^:

Die Legierung hat eine verbesserte Kombination der Belastungsbruchfestigkeit und der Beständigkeit gegen Schwefelung und eine · verbesserte Stabilität gegenü^vsr der Bildung schädlicher Phasen, · d.h. Sigma und Eta, in erster LJiie aufgrund einer sorgfältig ^: ausgewählten Kombination von Elementen, welche die Bildung der K'-Phase begünstigen, nämlich Aluminium, Titan und Tantal zusammen mit einer kritischen Menge Chrom.

Mit den-Portsehritten in der metallurgischen Technologie der Superlegierungen auf Nickelbasis, wie den in der vorliegenden Erfindung verwendeten Legierungen, sind die Eigenschaften der Legierungen bis zu einem praktischen Sicherheitsmaximum gestei-

gert worden, indem man die Menge der &'-Phasenbildner erhöhte, d.h. Aluminium, Titan und Tantal. Unglücklicherweise gibt es ■ einen entsprechenden Anstieg in der Tendenz, Ausschexdungsphasen

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zu bilden, welche wegen der Nicht-Gleichgewichtsbedingungen wäh-

en
rend der Verfestigung der Legierung entstehen. Diese Phasen sind innerhalb eines Gußkörpers interdentritisch verteilt. Die relativ geringe Verfestigungsgeschwindigkeit, die für gerichtet verfestigte Superlegierungskörper charakteristisch ist, führt zur Bildung großer Inseln solcher Nicht-Gleichgewichtsphasen. Da diese Inseln.durch das gerichtete Verfestigungsverfahren dentritisch. ausgerichtet sind, besteht die Möglichkeit für orientierte schwache Zonen innerhalb der gerichtet verfestigten Superlegierungskörper.

überraschenderweise wurde run in der Erfindung festgestellt, daß Legierungen, die große Mengen von ^'-Bildnern enthalten und deren mechanische Eigenschaften durch gerichtetes Verfestigen verbessert worden sind, noch weiter in ihren Eigenschaften merklich verbessert werden können, indem man den Gußkörper einer Lösungs-Wärmebehandlung unterwirft. Diese Wärmebehandlung ergibt eine merkliche Erhöhung der Belastungsbrucheigenschaften, die für die Herstellung von Gasturbinen von besonderer Bedeutung sind.

Nachfolgend wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert. Im einzelnen zeigen:

Fig. 1 ein Schliffbild (150-fache Vergrößerung) eines Schnittes einer Rene 100-Legierung auf Nickelbasis, die bei einer Temperatur von etwa 980 ⁰C (entsprechend 1800 ⁰P) einer Belastung von etwa 1400 kp/cm²(entsprechend 20 000 US-Pfund/Quadrat zoll) ausgesetzt ist,

Fig. 2 ein Schliffbild (1000-fache Vergrößerung) einer Rene 100-Leglerung auf Nickelbasis In dem durch Gießen erhältlichen Zustand,

Fig. 3 ein Schliffbild (1000-fache Vergrößerung) der Legierung : der Fig. 2, welches den ausgeschiedenen Bereich beim beginnenden Schmelzen zeigt,

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Fig. H ein Schliffbild (1000-fache Vergrößerung) der gleichen Legierung Rene 100, welches das teilweise Auflösen der Ausscheidung in der umgebenden Legierung zeigt,

Fig. 5 ein Schliffbild (1000-fache Vergrößerung) der gleichen Legierung Rene 100 nach der Homogenisierungs-Wärmebehandlung und dem Abkühlen in Luft,

Fig. 6 ein Schliff bild (2000-fache Vergrößerung) eines Quer schnittes einer.Rene 120-Legierung auf Nickelbasis, die der Standard-Wärmebehandlung unterworfen worden ist,

j Fig. 7 ein Schliff bild (20.00-fache Vergrößerung) eines Querschnit· j tes einer Rene . 120-Legierung auf Nickelbasis, die der erfindungsgemäßen Lösungs-Wärmebehandlung unterworfen worden ist und

Im

i Fig. 8 eine graphische Darstellung der Belastungsbrucheigenschaf-

i . ten einer. Rene 120-Legierung auf Nickelbasis nach der

i Standard-Wärmebehandlung, verglichen mit der gleichen Le-

I gierung nach der erfindungsgemäßeη Lösungs- Wärmebehand-

j lung.

I In der nachfolgenden Tabelle I sind die Zusammensetzungen der

i drei Superlegierungen auf Nickelbasis angegeben, die alle in dem

i durch Gießen erhaltenen Zustand Ausscheidungsbereiche enthalten,.

j ähnlich den in der Fig. 2 dargestellten. Jede dieser Legierun-

I gen kann nach dem erfindungsgemäßen Verfahren einer Lösungs-

J Wärmebehandlung unterworfen werden.

i Bisher war es nicht möglieh gewesen, Legierungen, mit wesentlichen ! Mengen ausgeschiedener niedrig schmelzender Phasen vollständig ! zu homogenisieren, ohne daß ein beginnendes Schmelzen dieser ; ■ Phasen auftrat. Daher konnte bisher die volle potentielle Festig-: keit dieser Legierungen nicht erreicht werden. Die vorliegende •Erfindung lehrt, wie eine solche vollständige Homogenisierung ;

und die sich daraus ergebende Verbesserung der Eigenschaften erreicht werden kann. \ ,

Tabelle I Ni ekel-S uper legierungen

Element	Rene 80	' Rene 100	Rene 120
		Gew.-Si
Nickel	Rest	Rest	Rest
Chrom	14,0	9,5	9,3
Kobalt	9,5	15,0	10,0
Titan	5,0	4,2	4,0 -
Aluminium	3,0	5,5	4,3
Wolfram	4,0	-	7,0
Zirkon	0,03	0,06	0,05
Molybdän	4,0	3,0	2,0
Bor	0,015	0,015	0,015
Silicium	0,2	0,50	_- -
Kohlenstoff	0,17	0,18	0,17
Mangan	0,2	0,50	-
Eisen	0,2	1,0 max.	-
Vanadium	-	1,0	-
Tantal	—	_	3,8

Bereiche für die einzelnen Komponenten der Legierungen Rene 80, Rene 100 und Rene 120, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt werden können, sind in der folgenden Tabelle in Gew.-Ϊ aufgeführt: ·

Legierungsbestandteil	Rene 80	- 0,3	Rene ·100	0,1	•	- 0,2	Rene 120
Kohlenstoff	0,15	-<15,6	8	- 11	0,05 - 0,35
Chrom	>13	- 6	■ 4	- 4,3	8-10
Titan	4	- 0,02	0,01	- 0,02	3,3 - 4,3
Bor	0,005	- 4	5	- 6	0,01 - 0,03
Aluminium	2	- 6		-	3,8 - 4,8
Wolfram	3	- 5	2	- 4	6 - 8
Molybdän	2,5	- 15	13	- 17	1-3
Kobalt	>5	-		-	8-15
Tantal			0,03	- 0,09	3,6 - 4,4
Zirkon	0	-	0,7	- 1,2	0 - 0,1
Vanadium		-		-	-
Hafnium		-	-	0-2
Niob		Rest	Rest	0-2
Nickel	Rest

Darüber hinaus sind diese Legierungen durch folgende Merkmale gekennzeichnet: In den Legierungen vom Rene 80-Typ ist das Verhältnis von Titan zu Aluminium größer als 1 aber kleiner als 3, die Summe von Titan mit Alurahium liegt im Bereich zwischen 7,5 und 9 % und die Summe von Molybdän und der Hälfte des Wclframanteiles liegt im Bereich von 5 bis 7 %. In den Legierungen vom Rene 100-Typ übersteigt die Elektronenleerstellen-Konzentzation pro Atom (auch als Phasenberechnungszahl N , bezeichnet), das in der iS-Matrix der Legierung verbleibt, nicht den Wert 2,47. Dieser Aspekt ist in .der US-Patentschrift 3 642 469 näher beschrieben. In den Legierungen vom Rene 120-Typ beträgt die Gesamtmenge von Aluminium und Titan mindestens 8,1 %, die Summe von Aluminium, Titan, Tantal und Niob liegt im Bereich von 11,7 bis 12,5 %, die Summe von Tantal und Niob liegt im Bereich von 3,6 bis 4,4 % und die Summe von Molybdän und Wolfram beträgt mindestens 8,5 %> Bevorzugte Zusammensetzungen dieser Legierun-.gen sind in der vorgenannten Tabelle I aufgeführt.

Die oben genannten typischen Legierungen werden in eine Form gegossen und unter Bildung eines Gußkörpers nach dem Fachmann be-

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' kannten Verfahren gerichtet verfestigt. Nach dem gerichteten Verfestigen der Legierung erhält man eine langgestreckte säulenförmige makrokörnige Struktur mit im wesentlichen einseitig gerichteten Kristallen,· die im wesentlichen parallel zur Richtung der maximalen Wärmeströmung ausgerichtet sind.

Danach werden die niedrig schmelzenden Ausseheidungsphasen durch die Lösungs-Wärmebehandlung nach der vorliegenden Erfindung aus dem gerichtet verfestigten Gußkörper entfernt, indem man es den ausgeschiedenen Phasen gestattet, sich in einer festen Lösung aufzulösen, ohne zuvor zu schmelzen. Während dieser Stufe wird der Gußkörper auf eine Temperatur unterhalb der Temperatur erhitzt, bei der die ausgeschiedenen Phasen zu schmelzen beginnen, und zwar für eine Dauer, die ausreicht, um einen Teil der niedrig schmelzenden Phasen in der Matrix aufzulösen, nrodurch die Temperatur des beginnenden Schmelzens der erhaltenen Masse erhöht wird. Danach wird die Temperatur graduell erhöht, jedoch unterhalb der erhöhten Temperatur des beginnenden Schmelzens gehalten, bi3 die niedrig schmelzenden ausgeschiedenen Phasen eine im wesentlichen homogene Masse mi<t der Matrix bilden.

Die ursprüngliche Temperatur der Lösungs-Wärmebehandlung wird durch Erhitzen der Legierung auf eine vorbestimmte Temperatur, Herausnehmen der Legierung aus der Erhitzungsvorrichtung und mikroskopisches Untersuchen der Legierung hinsichtlich beginnendem Schmelzen bestimmt. Wenn ein beginnendes-Schmelzen festzustellen ist, dann ist die Temperatur zu hoch und muß verringert werden. Ist andererseits ein beginnendes Schmelzen nicht vorgekommen, dann kann die vorbestimmte Temperatur erhöht werden. So kann eine Ausgangstemperatur für die Lösungs-Wärmebehandlung ausgewählt werden, die gerade unterhalb der Temperatur liegt, bei der das beginnende Schmelzen der am tiefsten schmelzenden Phase ■stattfindet. Die Wärmebehandlung wird dann bei erhöhten Temperaturen bis zu einem Punkt unterhalb der Temperatur, bei der die ; feste Lösung der Legierung schmilzt, fortgesetzt. Doch findet dieses Portschreiten mit einer ausreichend langsamen Geschwin-

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digkeit statt, um das Schmelzen der niedrig schmelzenden Phasen be-i den nachfolgenden Temperaturerhöhungen zu vermeiden, bis alle niedrig schmelzenden-Phasen im wesentlichen homogenisiert bzw. aufgelöst sind.

•Die neue Wärmebehandlung kann als stufenweises Verfahren mit Haltezeiten ausgeführt werden, z.B. etwa 10 ⁰C (entsprechend 18 P) in vier Stunden oder sie kann als kontinuierliches Ver- -· fahren ausgeführt werden, z.B. mit einer Geschwindigkeit von 2,5 C pro Stunde« Die vorgenannten Werte sind jedoch lediglich beispielhaft gegeben. Für alle praktischen Zwecke sollte die Erwärmungsgeschwindigkeit so groß wie möglich sein und diese Geschwindigkeit kann vom Fachmann routinemäßig bestimmt werden. -

Nach dem Abkühlen auf Umgebungstemperatur kann der Lösungs-Wärmebehandlung eine Ausscheidungshärtungs-Wärmebehandlung folgen·.

Es ist klar, daß jede Legierung mit Ausscheidungen ihre eigene individuelle Temperatur des beginnenden Schmelzens aufweist und daß die Temperatur des beginnenden Schmelzens spezifisch für jede Zusammensetzungen ist. Die Temperaturen des beginnenden Schmelzens für die am niedrigsten schmelzenden Ausscheidungen der Legierungen der Tabelle I sind die folgenden:

Rene 80 1190 bis 1200 ⁰C (2174 bis 2192 ⁰F) Rene 100 1180 bis ll?0 ⁰C (2156 bis 2174 ⁰F) Rene 120 1140 bis 1150 ⁰C (2084 bis 2102 ⁰F)

Die Temperaturen des beginnenden Schmelzens erhöhen sich in dem Maße, in dem die niedrig schmelzenden Phasen während der Wärmebehandlung in eine feste Lösung übergehen.

Eines der Probleme der bekannten Legierungen bestand darin, daß j diese in ihrem durch Gießen erhältlichen Zustand manchmal Bruchstellen bekamen, wenn sie bei erhöhten Temperaturen belastet : wurden. Die Figuren 1 und 6 z.B. zeigen typische Hohlräume \

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Cvoids) in den Rene 100- und Rene 120-Legierungen im gegossenen Zustand, wie sie sich in den Ausscheidungszonen unter Belastung bilden. Die in diesen Ausscheidungsbereichen entstehenden Bruchstellen oder Hohlräume sind der Tatsache zuzuschreiben, daß diese Bereiche die schwächsten Zonen der Legierungen sind, da sie die niedriger schmelzenden Phasen enthalten.

Es ist daher ein Vorteil der vorliegenden Erfindung, daß die verschiedenen ausgeschiedenen Phasen, welche die schwachen Bereiche bilden, die einen Zustand verursachen können, wie er in den Figuren 1 und 6 dargestellt ist, homogenisiert bzw. aufgelöst werden.

Gemäß der vorliegenden Erfindung können die verschiedenen Ausscheidungen, die in dem Körper in dem durch Gießen erhaltenen Zustand vorhanden sind, durch allmähliches Diffundieren der ausgeschiedenen Phasen in das umgebende Metall bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens aufgelöst werden. Nachdem die Ausscheidungsphasen dann in die feste Lösung überführt"worden sind, kann man sie gleichmäßiger ausfällen als sie in gegossenem Zustand erhalten wurden, um die Eigenschaften der Legierung weiter zu verbessern. Diese Art der Wärmebehandlung hat zwei Wirkungen:

1. Sie gestattet es., Gebrauch von im wesentlichen allen möglichen Ausscheidungen zu machen, die in der Legierung gebildet werden können und

2. sie hilft die Bereiche zu eliminieren, in denen sich Bruchstellen oder Hohlräume unter Belastung bei hoher Temperatur bilden können.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert :

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Beispiel 1

Um die Ausgangstemperatur für die erfindungsgemässe Wärmebehandlung zu bestimmen, wurde eine Reihe von Probestücken der Rene-100-Legierung auf Nickelbasis auf aufeinanderfolgende erhöhte Temperaturen für jeweils 10 Minuten bei jeder Temperatur erhitzt und danach mikroskopisch auf beginnendes Schmelzen untersucht. Beginnendes Schmelzen, wie in der Fig. 3 dargestellt, wurde zuerst in dem Probestück beobachtet, das auf ll80°C (entsprechend 2156°P) erhitzt wurde. Die Ausgangstemperatur :ür die fortschreitende Wärmebehandlung wurde so zu II70"C (entsprechend 2138⁰P) bestimmt. Die so bestimmte Temperatur lag gerade unterhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens für die P.~ ie™ 100-Legierung, wie sie in gegossenem Zustand erhalten wird.

Die Temperatur der fortschreitenden Wärmebehandlung wurde dann graduell erhöht und es wurden periodisch Probestücke aus der Erhitzungsvorrichtung herausgenommen und auf beginnendes Sehmeisen untersucht, um sicherzustellen, dass eine Diffusion ohne beginnendes Schmelzen stattgefunden hatts, bevor die Temperatur weiter erhöht wurde. Die Temperatur wurde dann nach und nach bis auf 1220°C erhöht. Während dieser Erhöhung wurden die Probestücke periodisch herausgenommen, auf beginnendes Schmelzen untersucht und um den Portschritt der Auflösung der niedrigschmelzenden Phasen zu bestimmen. Die Temperatur, bei der die mikroskopische Untersuchung zeigte, dass die niedrig-schmelzenden Phasen im wesentlichen aufgelöst waren, betrug 122O°C.

Beispiel 2

Das Verfahren des Beispiels 1 wurde für die gleiche Legierung Rene 100 stufenweise mit entsprechenden Haltezeiten bei jeder Temperatur wiederholt, um Proben für die Bruchtests herzustellen. Die Proben fcüLeben der Bequemlichkeit halber für die in der folgenden Tabelle II aufgeführten Zeiten bei den einzelnen Temperaturen, die wegen dazwischenliegender Nächte und Wochenenden länger als notwendig waren.

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TABELLE II

1170 2138

1180 2156

Zeit in h

1/2

1190	2174	6	1/2
1200	2192	15	1/2
1210	2210	7	1/2
1215	2219	1
1220	2228	64
Abkühlen	auf etwa
100	212

Bemerkungen

Gerade unterhalb der Temperaturen des beginnenden Schmelzens der am niedrigsten schmelzenden Phase

Allmähliche Erhöhung der Temperatur in dem Maße, wie sich die Phasen auflösen, um deren beginnendes Schmelzen zu vermeiden

Der Bequemlichkeit halber über· Nacht

Der Bequemlichkeit halber über das Wochenende

In einer Kühlkammer mit inerter Atmosphäre.

Fig. 5 zeigt ein Probestück der Rene-lOO-Legierung, die nach den Verfahren des obigen Beispiels 2 wärmebehandelt worden ist, gefolgt von einem Abkühlen in einer Argon-Atmosphäre auf Raumtemperatur in weniger als 10 Minuten. Die Struktur ist offensichtlich die Jr**"Phase in einer Matrix der tf-Phase. Die #·-Phase hat sieh aus der vollständig homogenisierten Legierung während d£s Abkühleos auf Zimmertemperatur abgeschieden. Verglichen mit der Legierung in gegossenem Zustand, abgebildet in Fig. 2, sind keine niedrig schmelzenden Phasen mehr vorhanden.

Die Haltezeiten bei den einzelnen Temperaturen können selbstverständlich kürzer sein als die in Tabelle II aufgeführten Die Minimalzeiten bei jeder Temperatur können für die Legierung, die wärmebehandelt wird, leicht bestimmt werden, indem man ein Probestück periodisch auf beginnendes Schmelzen untersucht, um sicherzustellen, dass die Temperatur nicht weiter erhöht wird, bevor die ausgeschiedenen Phasen so weit in Lösung gegangen sind, dass sich die Temperatur des beginnenden Schmelzens erhöht hat. Die Endtemperatur für die Wärmebehandlung der Rene-100-Legierung betrug 122O°C (entsprechend 2228°F). Bei dieser Temperatur waren die ausgeschiedenen Phasen im wesentlichen alle aufgelöst.

Es ist sebstverständlich klar, dass die Dauer der Wärmebehandlung aus ökonomischen Gründen, so kurz als möglich sein sollte, jedoch lang, genug, um die Diffusion, stattfinden zu lassen, ohne dass ein beginnendes Schmelzen auftritt.

Die fortschreitende Wärmebehandlung nach der vorliegenden Erfindung wird daher von einer Anfangstemperatur unterhalb und vorzugsweise unmittelbar unterhalb des beginnenden Schmelzens bis zu einer Endtemperatur unterhalb des Schmelzpunktes der Legierung mit einer Geschwindigkeit und für Zeitabschnitte fortgesetzt, die ausreichend lang bei jeder Temperatur sind, um die ausgeschiedenen Elemente vollständig diffundieren zu lassen und eine Auflösung der niedrig schmelzenden Ausscheidungen in dem Rest der Legierung zu ermöglichen, ohne dass ein beginnendes Schmelzen auftritt. Diese fortschreitende Wärmebehandlung kann entweder durchgeführt werden durch kontinuierliches allmähliches Erhöhen der Temperatur und kontinuierlich, jedoch mit einer vorbestimmten, gesteuerten Geschwindigkeit, so dass die Phasen der Ausscheidungen in wesentlichen aufgelöst werden oder, wie in Beispiel 2, kann das Werkstück nach und nach erhöhten Temperaturen stufenweise ausgesetzt werden, indem man das Werkstück für eine spezifische Dauer bei jeder Temperatur hält, bevor man die Temperatur zur nächstenlStufe erhöht.

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Die mechanischen Eigenschaften der Rene-lOO-Legierung, die gentäss der vorliegendenErfihdung homogenisiert worden ist, sind in der nachfolgenden Tabelle mit den Eigenschaften einer Rene-lOO-Legierung verglichen; wie sie durch Giessen erhalten wird:

Statischer Hochtemperatur-Bruchtest

ρ
bei etwa 1400 kp/cm (entsprechend 20 000 US-Pfund/Quadratzoll) und etwa 98O°C (entsprechend l800°P)

Probestück Stunden bis zum Bruch

Rene-lOO-Legierung, wie gegossen 150

wärmebehandelt nach Beispiel 2 591

Beispiel 3

Eine Rene-120-Legierung mit der nachfolgend aufgeführten Nominalzusammensetzung in Gew.-Jt wurde unter Verwendung üblicher Schmelzverfahren im Vakuum in einem Magnesiumoxydtiegel erschmolzen.

Zusammensetzung Gew.-

Aluminium	4,25
Chrom	9,25
Titan	4,0
Kobalt	10,0
Molybdän	2,0
Wolfram	7,0
Tantal	3,75
Kohlenstoff	0,17
Bor	0,015
Zirkon 'Nickel	0,05 Rest

Die geschmolzene Legierung wurde in eine Schalenform gegossen, v/elche eine Anzahl zylindrischer Hohlräume von etwa 1-8 mm (entsprechend 3A Zoll) Durchmesser und etwa 15 cm (entsprechend 6 Zoll) Länge aufwies und auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Morphologie der Körner in den so gebildeten Stäben war typisch gerichtet (equiaxed).

Das gerichtete Verfestigen wurde nach einem Standard-Bridgman-Verfahren mit etwa 5 cm (entsprechend 2 Zoll) pro Stunde bewirkt. Die etwa 18 mm dicken Stäbe wurden in einemTiegel aus hochreinem Aluminiumoxyd mit einem inneren Durchmesser von etwa 22 inm (entsprechend 7/8 Zoll) angeordnet, der auf einer wassergekühlten Kupferplatte stand. Das Ganze befand sich innerhalb einer Glasumhüllung und es wurde eine strömende Argonatmosphäre eingestellt. Einer den Tiegel umgebenden Wicklungseinrichtung, im Englischen susceptor genannt (mit der Fähigkeit zur Phasenverschiebung), wurde durch Induktion Energie zugeführt, um die Legierung zu schmelzen. Auf diese Weise wurde ein Temperaturgradient zwischen der heissen flüssigen Legierung und der kalten Kupferkühlplatte eingestellt. Der Stab und der Tiegel wurden dann aus der heissen Zone mit einer Geschwindigkeit von etwa 5 cm (entsprechend 2 Zoll) pro Stunde mittels eines Absenkgerätes, das an der Kühlplatte befestigt war, abgesenkt. Wegen des steilen Wärmegradienten (ungefähr 100 C/cm} wuchsen die an der Kühlplatte entstehenden Körner unter Erzeugung einer Anzahl langgestreckter Körner in dem Stab in einer Richtung senkrecht zur Kühlplatte.

Jeder der Stäbe wurde zu etwa 40 mm (entsprechend 1 5/8 Zoll) langen Teilstücken zerschnitten und von diesen Teilstücken stellte man durch elektromaschinelle Bearbeitung Zylinder her. Die Probestücke für die mechanischen Tests wurden so bearbeitet, dass Teststäbe entstanden, deren Längsachse parallel zur Längsrichtung jedes Stabes stand«

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- 1β -

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Die zu untersuchenden Legierungsproben wurden im Vakuum nach der folgenden Standard-Wärmebehandlung vergütet.

Stufe A B C D E F G

Temperatur

Erwärmen auf 1150⁰C (entsprechend 2102 F)

Erwärmen auf 1220°C (entsprechend 2228 F)

Abschrecken in Helium auf Raumtemperatur

Erwärmen auf 1090°C (entsprechend 199^ F)

Abschrecken in Helium auf Raumtemperatur

Erwärmen auf 900⁰C (entsprechend 16-52 F)

Abschrecken in Helium auf Raumtemperatur

Zeit

Halten bei dieser Temperatur für 2 Stunden

Halten bei dieser Temperatur für 1 Stunde

Halten für H Stunden

Halten für 16 Stunden

Die Proben für den mechanischen Test wurden dann zur Bestimmung der Belastungsb'uch-Eigenschaften einem Standardtest unterworfen. Die Ergebnisse sind in Fig. 8 aufgeführt, in der die Belastung in 1000 US-Pfund/Quadratzoll (KSI) als Funktion des Larson-Miller-Parameters aufgetragenest, der die Lebensdauer bis zum Bruch widergibt.

Eine Probe der nach der Standardmethode wärmebehandelten Teststücke wurde für die metallo—graphische Untersuchung aufbereitet und ein Schliffbild mit 200Ofacher Vergrösserung ist in Fig. 6 abgebildet. In dem dargestellten Teilstück ist leicht zu ersehen, dass sich eine Nichtgleichgewichts-Phase in dem Gußkörper gebildet hat.

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Beispiel

Nach dem Verfahren des Beispiels 3 wurde die gleiche Legierungszusammensetzung im Vakuum erschmolzen, gegossen, gerichtet, verfestigt und dann zu Teststücken verarbeitet. Danach wurden die zu untersuchenden Legierungsproben im Vakuum unter Anwendung der folgenden erfindungsgemässen Lösungs-Wärmebehandlung vergütet.

Stufe A

C D E P G

Temperatur

Erwärmen auf (entsprechend 2O84°F)

Erhöhen der Temperatur stufenweise in 10 C (entsprechend 18 °F)-Schritten bis zu 125O⁰C (entsprechend 2282 P)

Abschrecken in Helium auf Zimmertemperatur

Erwärmen auf 1090⁰C (entsprechend 199²* F)

Abschrecken in Helium auf Zimmertemperatur

Erwärmen auf 900⁰C (entsprechend 1652 F)

Abschrecken in Helium auf Zimmertemperatur

Zeit

Halten für 4 Stunden

Nach jeder Erhöhung 4 Stunden bei der entsprechenden Temperatur halten

Halten für k Stunden

Halten für 16 Stunden

Die Lösungs-Wärmebehandlung unterscheidet sich von der Standard-Wärmebehandlung durch dieStufen A, Bund C. Die weiteren Stufen beider Verfahren sind ähnlich.

Die Proben für den mechanischen Test wurden zur Bestimmung der Belastungsbruch-Eigenschaften dem Standardtest unterworfen. Die dabei gemessenen Ergebnisse sind in Fig. 8 dargestellt, welche auch die Kurve der Belastungs-Bruch-Parameter für die der Lösungs-Wärmebehandlung unterworfenen Proben zeigt.

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Wie beim Beispiel 3 wurde auch für die rr.etallographisehe Untersuchung von .einer Probe ein Querschnitt angefertigt und ein entsprechendes Schliffbild mit 200Cfacher Vergrösserung ist in Fig.7 abgebildet.

Fig. 7 ist zu entnehmen, dass die in Pig. 6 vorhandenen l.'ichtgleichgewichts-Phasen beseitigt worden sind. Die grosse Insel an der Ecke oben links wurde als ein Karbid identifiziert.

Ein Vergleich zwischen den Proben, die der Standard-Wärrr.ebehandlung und der erfindungsgemässen Lösungs-Wärmebehandlung unterworfen wurden, lässt aus Fig. 8 deutlich entnehmen, dass mit der erfindungsgemässen Lösuhgs-Wärmebehandlung ein wesentlich besseres Produkt erhalten wird. Diese Tatsache wird damit erklärt, dass die in Fig. 6 enthaltenenNichtgleichgewichts-Phasen durch das erfindungsgemässe Verfahren der Lösungs-Wärmebehandlung entfernt worden sind, wie sich dies aus Fig. 7 ergibt. Diese Nichtgleichgewichts-Phasen werden für die Schwächung der gegossenen Legierungskörper verantwortlich gemacht.

•Durch Kombination der Verfahren des gerichteten Verfestigens und der Lösungs-Wärmebehandlung nach der vorliegenden Erfindung ist es möglich geworden, einen Superlegierungskörper herzustellen, dessen Eigenschaften die Eigenschaften einer normal gerichtet verfestigten Legierung übertreffen.

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Claims

1. Verfahren zur fortschreitenden Wärmebehandlung eines Gußkörpers aus einer Legierung und zum Beseitigen ausgeschiedener niedrig schmelzender Phasen, gekennzeichnet durch die folgenden Stufen:

a) Erwärmen des Körpers bis zu einer ersten Temperatur unterhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens der am niedrigsten schmelzenden Phase der Legierung im gegossenen Zustand, wobei die Temperatur des beginnenden Schmelzens der erhaltenen Masse erhöht wird,

b) allmähliches Erhöhen der Temperatur von der genannten ersten Temperatur, um das Aufgehen bzw. Homogenisieren der niedrig schmelzenden Phasen in der Legierung zu bewirken, .währen_d die Temperatur unterhalb der erhöhten Temperatur des beginnenden Schmelzens gehalten wird,

c) Portsetzen der Temperaturerhöhung bis zu einer Endtemperatur, bei welcher die niedrig schmelzenden Phasen eine in der Matrix aufgelöste homogene Masse bilden und

d) Abkühlen des erhaltenen Körpers auf Umgebungstemperatur.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass der Körper die folgende Zusammensetzung in Gew.-? aufweist:

8-15 Chrom,

8-15 Kobalt,

3,3 - 6 Titan,

2-5,5 Aluminium,

0-7 Wolfram,

0 - 0,1 Zirkon,

2-5 Molybdän,

0,005 - 0,03 Bor,

0 - 0,5 Silicium,

0,05 - 0,35 Kohlenstoff,

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0-0,5 Mangan, 0-1 Eisen, 0-1 Vanadium, 0 - 4,4 Tantal, 0-2 Niob, 0-2 Hafnium, und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass der Körper folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: 0,15 - 0,3 Kohlenstoff, >13 - <15,6 Chrom, ■it - '6 Titan, 0,005 - 0,02 Bor, 2-4 Aluminium, 3-6 Wolfram, 2,5 - 5 Molybdän, >5 - 15 Kobalt, 0 - 0,1 Zirkon, der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen, und das Gewichtsverhältnis von Titan zu Aluminium ist grosser als 1, aber kleiner als 3, die. Summe von Titan und Aluminium beträgt 7,5 - 9 % und die Summe von Molybdän und der Hälfte des Wolframs beträgt 5-7

Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass der Körper die folgende Zusammensetzung in Gew.-55 aufweist: 0,1 - 0,2 Kohlenstoff, 8 - 11 Chrom, 4-4,3 Titan, 0,01 - 0,02 Bor, 5-6 Aluminium, 2-4 Molybdän,

13 - 17 Kobalt, >

0,03 - 0,09 Zirkon,

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0,7 - 1,2 Vanadium,

der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen und die Elektronenfehlstellenkonzentration (Ny-z) pro Atom, welches in der Matrix der Legierung verbleibt, übersteigt nicht 2,47.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass der Körper die folgende Zusammensetzung in Gew.-% hat:

0,05 - 0,35 Kohlenstoff,
8-10 Chrom,

3.3 - 4,3 Titan,
0,01 - 0,03 Bor,
3,8 - 4,8 Aluminium,
6-8 Wolfram,
1-3 Molybdän,
8-15 Ko_balt,

3,6 - 4,4 Tantal,

0-0,1 Zirkon,

0-2 Hafnium,

0-2 Niob,

der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen und die Summe von Aluminium und Titan beträgt mindestens 8,1 %> die Summe von Aluminium, Titan, Tantal und Niob liegt zwischen 11,7 und 12,5 %, die Summe von Tantal und Niob beträgt 3,6 -

4.4 % und die Summe von Molybdän und Wolfram beträgt mindestens 8,5 ^.

6. Verfahren nach Anspruch 3» dadurch gekennzeichnet , dass die erste Temperatur 1180 C und die Endtemperatur 123O°C beträgt.

7. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , dass die erste Temperatur 1170 C und die Endtemperatur 1220⁰C beträgt.

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8. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet , dass die erste Temperatur 11^0 C und die Endtemperatur 125O⁰C beträgt.

9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Temperaturen während der fortschreitenden Wärmebehandlung stufenweise erhöht werden, die Haltezeiten bei jeder Temperatur ausreichend sind, um genug der niedrig schmelzenden Phasen in die feste Lösung zu überführen und die Temperatur des beginnenden Schmelzers auf oberhalb der Temperatur der nächsten Behandlungsstufe zu erhöhen.

10. Körper, dadurch gekennzeichnet , dass er nach dem Verfahren des Anspruches 1 hergestellt ist und eine Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 2, 3₃ ^ oder 5 aufweist.

11. Körper, dadurch gekennzeichnet _} dass er nach dem Verfahren des Anspruches 6 hergestellt ist und die folgende Zusammensetzung in Gew.-% hat:

14 Chrom,
9,5 Kobalt,
5 Titan,

3 Aluminium,

4 Wolfram,
0,03 Zirkon,
4 Molybdän,
0,015 Bor,
0,2 Silicium,
0,17 Kohlenstoff,
0,2 Mangan,

0,2 Eisen

und der Rest ist Nickel.

12. Körper _t dadurch gekenn ze lehnet, dass er nach dem Verfahren des Anspruches 7 hergestellt ist und die folgende Zusammensetzung in Gew.-^ hat:

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9,5 Chrom, 15 Kobalt, ij,2 Titan, 5,5 Aluminium, G,Co Zirkon, 3 Molybdän, C,015 Bor, 0,5 Silicium, 0,18 Kohlenstoff, 0,5 Xangan, max. I Eisen,

1 Vanadium

und der Rest ist Xiekel.

Körper, dadurch gekennzeichnet, dass er nach dem Verfahren des Anspruches 8 hergestellt ist und die folgende Zusammensetzung in Gew.-% hat:

9,3 Chrom, 10 Kobalt, *i Titan,

^,3 Aluminium, 7 Wolfram, 0,05 Zirkon,

2 Molybdän, 0,015 Bor, 0,17 Kohlenstoff, 3,8 Tantal und der Rest ist Nickel.

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