DE2324376A1

DE2324376A1 - Gerichtet erstarrte legierungsartikel

Info

Publication number: DE2324376A1
Application number: DE2324376A
Authority: DE
Inventors: Anthony Francis Giamei; Bernard Henry Kear; Johann Gustav Tschinkel
Original assignee: United Aircraft Corp
Current assignee: RTX Corp
Priority date: 1972-05-17
Filing date: 1973-05-14
Publication date: 1973-12-06
Also published as: JPS4949822A; AU475256B2; CA981487A; AU5465573A; IT987404B; GB1426805A; SE388795B; FR2184610B1; FR2184610A1; DE2324376C2

Description

UNITED AIRCRAFT CORPORATION
400 Main Street
East Hartford
Connecticut 06103
USA

Gerichtet erstarrte Legierungsartikel.

Priorität: USA Nr.·254.125
Patentanmeldung vom 17. Mai 1972

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Superlegierungegussstücke mit gerichtet erstarrtem Gefüge und im besonderen auf Superlegierungsgusstucke welche durch eine dendritische oder stengelkornförmige Struktur gekennzeichnet sind.

Es ist bekannt dass die Eigenschaften der Superlegierungen durch Verfahren welche eine gerichtete Erstarrung bewirken erheblich verbessert werden können. Beispielsweise aus den US Patentschriften 3 260 505 und 3 474 709.

In den meisten Verfahren zur Herstellung von gerichtet erstarrten Gusstücken werden die Erstarrungsgeschwindigkeiten normalerweise in Grenzen von 10 bis 30 cm pro Stunde gehalten. Obschon die so erhaltenen Gusstücke mit stengeiförmigen Körnern oder Einkristallgus stücke fast optimale Kornmorphologie und verbesserte Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen aufweisen, weisen die Gussstücke jedoch auch eine merkliche dendritische Aussonderung auf. Abhängig von der Zusammensetzung der Superlegierung kann diese Aussonderung zur Bildung von brüchigen Phasen oder aber zu Phasen mit niedrigem Schmelzpunkt , sowie zu einer nicht einheitlichen Verteilung der verstärkenden Niederschlägen, zwischendendritischer Porosität und Oberflächenflecken führen. Einige oder mehrere dieser strukturellen Eigenschaften welche einer dendritischen Aussonderung zuzuschreiben sind können unerwünscht sein.

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Die bekannten Verfahren zur Herabsetzung des Einflusses der dendritischen Aussonderung, inklusive Diffusionswarmebehandlungen im festen Zustand oder mechanische Bearbeitung eignen sich nicht besonders für die Superlegierungen mit komplexem Gefüge welche durch bekannte Verfahren zur Herstellung von gerichtet erstarrten Gegenständen erhalten werden.

Die Dendriten die sich in dem Einkristall oder in den stengeiförmigen Körnern des Gussgegenstandes bilden unterscheiden sich von dem umgebenden Material durch Unterschiede in der Konzentration einiger Gefügebestandteile. Beispielsweise neigen eingebettete Karbidpartikel und eutektische Mikrobestandfceile zur Ansammlung in den normalerweise weicheren zwischendendritischen Regionen und der Widerstand der Legierung wird durch solche Inhomogenitäten verringert. Die Grosse solcher eingebetteten Partikel und Mulden von solchen Mikrogefugebestandteilen wird wesentlich durch die Reduktion des dendritischen Abstandes in dem Gussteil verringert. Nach Beendigung des Gusses ist es wünschenswert die Gusslegierung" durch Aufheizen auf eine Temperatur nahe der Solidus -Temperatur zu homogenisieren. Da die Diffusion in festem Zustand an langsames Verfahren ist kann diese Homogenisation der Legierung einige 100 Stunden erfordern, wenn der dendritische Abstand relativ gross ist, sodass eine normale und vollständige Homogenisation einer dendritischen Struktur nicht wirtschaftlich ist. Die Diffusionszeit für eine vollständige Homogenisation bei einer gegebenen Temperatur ist proportional dem Quadrat des Abstandes zwischen den Dendriten, sodass eine Verminderung des dendritischen Abstandes um den Faktor 10 die Vergütungszeit um den Faktor 100 verringern kann, wobei die erforderliche Zeit für die vollständige Diffusion auf wenige Stunden reduziert wird.

Auf diese Weise v/ürde die Homogeni sat ionsbehandlung durchführbar werden. Der Abstand der Dendriten wird wesentlich durch ein schnelleres Erstarren des Materials welches gegossen wird verringert.

Ein weiteres Verfahren zur Behebung des Problemes der dendritischen Aussonderung ist in der US Anmeldung 81 229 vom 16. Oktober 1970 betitelt "Homogene Nickelbasis Superlegierungs-

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gusstücke" beschrieben, gemäss welcher Stmkturen ohne dendritische Aussonderung durch ein zellular/planar Fronterstarrungsverfahren erhalten werden.

Wenn Erstarrungsgeschwindigkeiten oberhalb von ungefähr 63 cm/ Stunde verwandt werden, werden gerichtet erstarrte Nickelbasissuperlegierungsartikel erhalten welche primäre dendritische Abstände von weniger als ungefähr 0,012 cm zusammen mit typischen eutektischen Mulden und MC Karbiddimensionen unterhalb

ungefähr 0,002 und 0,oo5 cm aufweisen. Die hyperfeinen dendritischen Strukturen der vorliegenden Erfindung, in Zusammenhang mit den Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften stellen eiien wirtschaftlichen Vorteil sowie weitere Vorteile dar da die Lösungswärmebehandlung (eutektische Lösung) von einigen Stunden auf einige Minuten reduziert werden kann und da eine wirkliche Homogenisation (Entfernung der dendritischen Aussonderung in abnehmbaren Zeiten durch geeignete Wärmebehandlungen möglich ist.

Das sehr schnelle Entfernen der Wärme aus der Form der Vorrichtung der vorliegenden Erfindung in Verbindung mit einem scharfen Uebergang zwischen einer heissen und kalten Umgebung, um einen hohen thermischen Gradienten zu erhalten bewirkt eine hohe Wachstumsgeschwindigkeit für das Herstellen des Gussgegenstandes.

Ein Merkmal der Erfindung ist die Verwendung eines flüssigen Kühlmittels in welches die Form eingetaucht, wird oder welches nach und nach rundum die Form gegossen wird um die Wärme schnell aus und von der Form zu entfernen wobei das gewünschte Korn¹-wachstum innerhalb der Form erhalten wird. Ein weiteres Merkmal ist die Verwendung eines flüssigen Kühlmittels welches jede einzelne Form in einem mehrfach Formgiessverfahren umgibt, sodass die Entfernung der Wärme von den verschiedenen Formen die gleiche ist und somit das gewünschte Kornwachstum gleichmässig in allen Formen erhalten werden kann. Ein besonderes Merkmal der Erfindung ist die Kontrolle des dendritischen Wachstums in dem Gusstück, sodass der Abstand zwischen den Dendriten merklich kleiner wird wodurch die Aussonderung der Mikrogefügebestandteile in den zwischendendritischen Regionen auf ein Minimum herabgesetzt wird.

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Gemäss der Beschreibung umfasst die Vorrichtung eine Heizkammer, in welcher sich die Form befindet und in welcher die Form auf eine hohe Temperatur oberhalb der Schmelztemperatur des zu giessenden Materials gebracht werden kann, einen Behälter für ein flüssiges Bad unterhalb der Heizkammer in welche die Form eingetaucht werden kann, eine Vordchtung zum Füllen der Form und eine Vorrichtung zur Bewegung der Form mit Bezug auf die Kammer und den Behälter sodass die gefüllte Form langsam in die Kühlflüssigkeit eingetaucht wird und gleichzeitig aus der Heizkammer entfernt werden kann. Die Durchführung des Verfahrens geschieht durch Aufheizen der Form vor dem Füllen auf eine Temperatur oberhalb der Schmelztemperatur des zu giessenden Materials, durch Eingiessen des geschmolzenen Materials in die Form und durch langsames Entfernen der Form aus der Heizzone und gleichzeitiges Eintauchen der Form in eine Kühlflüssigkeit, wobei in dem Material und der Form ein hohes thermisches Gefälle entsteht und eine vertikale Erstarrung des Materials in der Form von dem Boden der Form aus nach oben bei kontrollierter Geschwindigkeit erhalten wird.

In einer abgeänderten, jedoch weniger vorteilhaften Form der Vorrichtung wird der Behälter langsam mit einem flüssigen Kühlmittel gefüllt, dabei kann, falls gewünscht, die der Form zugeführte Warme während der Erstarrung vom Boden der Form-aus nach oben herabgesetzt werden. Gemäss der Erfindung wird die gefüllte Form jedoch immer langsam mit einer Kühlflüssigkeit vom Boden zur Spitze der Form umgeben und gleichzeitig wird die der Form zugeführte Wärme langsam vom Boden zur Spitze, durch Entfernung der Form oder durch eine stufenweise Verringerung der Wärmezufuhr zu der Form, verringert wobei der Pegel des Kühlbades langsam rundum die Form nach oben steigt.

Weitere Einzelheiten und Merkmale der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung der Zeichnungen. Es zeigen:

Fig. 1 einen vertikalen Schnitt durch eine Vorrichtung nach der Erfindung,

Figur 2 einen abgebrochenen vertikalen Schnitt einer Abänderung, Figur 3 eine abgebrochene vertikale Ansicht einer weiteren Abänderung,

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Fig. 4 einen schrägverlaufenden Schnitt durch eine Mehrfachform, welche die Wirkung der flüssigen Kühlung zeigt, Fig. 5 einen vertikalen Schnitt durch eine geänderte Form der Vorrichtung,

Fig. 6 eine schrägverlaufende Mikrostruktur eines Einkristalls . eines konventionellen Gusstücks,

Fig. 7 eine gleiche Ansicht bei gleicher Vergrösserung eines Einkristalls das nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung gegossen wurde,

Fig. 8 eine gleiche Ansicht bei gleicher Vex-grösserung eines Einkristalls, das nach dem vorliegenden Verfahren mit einer schnelleren Abkühlrate gegossen wurde.

Nach Fig. 1, welche eine Vorrichtung gemäss der vorliegenden Erfindung zeigt, ist der zu giessende Gegenstand in einer Form 2, welche auf einem Tragtisch 4 steht, ausgebildet. Der Tragtisch wird durch eine aufgehängte Welle 6, die mittels einer Schraubverbindung -7 an den Tisch angebracht ist, getragen. In der gezeigten Position ist die Form von einer Verschlussbuchse 8 in der Art einer Graphitbuchse umgeben, welche wiederum von Induktionsheizspulen 10, durch welche die Verschlussbuchse aufgeheizt wird, umgeben ist, wobei dieser wiederum die Form aufheizt, bevor diese aufgefüllt wird. Geeignete Hitzeschilde 12 sind an dem unteren Ende der Verschlussbuchse 8 in der Nähe des Ümfangs des Tragtisches angebracht und andere Hitzeschilde 14 verschliessen das obere Ende der Kammer 16, die durch die Verschlussbuchse 8 gebildet wird und in der die Form eingebracht ist. Diese Hitzeschilde 14 sind entfernbare Abdeckungen. Ein Gusstrichter 18 ist in dem Hitzeschild 14 an der Spitze der Kammer angebracht.

Unterhalb der Heizkammer 16 ist ein Tank 20 für die Flüssigkeit angeordnet. Den Tank 20 umgeben die Heizelemente 24 zum Aufheizen der Badtemperatur auf die gewünschte Temperatur für das Eintauchen der Form hierin. Die Kammer ist ebenfalls vorzugsweise von Kühlspulen 26, die das obere Ende des Tanks umschliessen, umgeben, wobei diese dem Zweck dienen, die gewünschte Temperatur in dem flüssigen Bad zu erhalten, insbesondere dann, wenn die Form während des Erstarrungsvorganges hierin eingebettet ist. Geeignete Rührmittel 27 sind vorgesehen, um die Zirkulation des flüssigen Bades sicher zu stellen, wenn der Gussprozess durchgeführt wird.

Der Tank kann an der Wand des nicht dargestellten Vakuumbehälters, in welche die Vorrichtung eingebracht ist, befestigt werden.

Die Anordnung der Heiz- und Kühlspulen 24 und 26 um den Tank dienen zum Erzeugen und Verstärken der Konvektionsströme in dem flüssigen Bad für die Zirkulation der Flüssigkeit und dadurch wird eine fast genau gleiche Temperatur für den Teil des Bades erhalten, in welchen die Form-eingebettet ist. Die Einbettung der Form ergibt eine sehr schnelle Aufheizung der umgebenden Flüssigkeit und verursacht einen nach oben gerichteten Fluss zur Oberfläche. Die Kühlspulen in der Nahe des oberen Endes des flüssigen Bades dienen zum Abkühlen der an ihnen anliegenden Flüssigkeit und verursachen einen Abwärtsfluss entlang der inneren Oberfläche des Tanks zum Boden des Tanks. Hier wird die Flüssigkeit wiederum durch die Heizspulen aufgeheizt und ein Aufwärtsfluss zur Mitte des Tanks hin wird bewirkt. Somit kann in einigen Fällen die Rührbewegung des flüssigen Bades durch die Rührvorrichtung wegfallen. Verstandlicherweise kann die Zeichnung die einzelnen Teile nur schematisch zeigen und geeignete Tragmittel sind zum Tragen des Tanks 20 im bestimmten Verhältnis zu der oben angeführten Heizkammer vorhanden. Der Pegel des flüssigen Bades 22 ist vorzugsweise so, dass der Tragtisch teilweise eingetaucht ist, wenn die Form in der Heizkammer zum Aufheizen und für den Eingussvorgang ist, und auf diese Art dient der Tisch als wirkungsamer Abschrecktisch, ohne dass eine Zirkulation des Kühlmittels durch den Tisch nötig ist.

Die Form besteht vorzugsweise aus einer an sich bekannten Schalenform und ist wie gezeigt, eine Mehrfachform und besitzt zwei zu formende Teile 30, die gegenüberliegend an den gegenüberliegenden Seiten einer mittleren Tragbuchse 32 angeordnet sind. Die Teile 30 sind hier als Beispiel in der Form einer Kammer einer Turbinenschaufel gezeigt. Die letztere hat solche Abmessungen, dass sie um die vertikale Welle 6, wie gezeigt, passt. Zwischen jedem Teil der Form und der mittleren Tragbuchse 32 sind vertikale Füllrohre 34, die an ihren oberen Enden mit einem Füllring 36 verbunden sind, angeordnet, wobei die letzteren an einem Ende direkt unterhalb des Einfülltrichters 18 angebracht sind. Jeder Teil der Form hat ein nach oben gerichtetes Steigrohr 38, das mindestens so hoch reicht wie die Spitze des Einfüllringes 36. Unten und verbunden

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mit dem zu formenden Teil der Form ist eine Wachszone mit einer Kristallwahlvorrichtung 40 vorgesehen, die in Form einer Wendel mit einem Wendelweg zum Auswählen eines Einkristalls ausgebildet ist, welches in den Teil hineinwachsen kann. Der Wendelweg endet am unteren Ende in eine Hauptwachszone 42, in der säulenförmige Körner wachsen können. Die Einfüllrohre 34 sind mit der Wachstumszone 42, wie gezeigt, verbunden. Wenn die Legierung in den Trichter 18 eingefüllt wird, fliesst sie somit durch den Ring 36 und durch die Rohre 34 in die Wachstumszone und dann nach oben durch die Kristallwahlvorrichtung und füllt den Teil der Form und dann nah oben in das Steigrohr. Diese Form.anordnung ist · geeignet zum Herstellen von Einkristallgegenständen.

In Fig. 2 ist ein Teil einer Form gezeigt, welcher zum Herstellen von säulenförmigen Korngussgegenständen anstelle von Einkristallgegenständen geeignet ist. Zu diesem Zwecke ist die Form 30' mit einem Steigrohr 38* an der Spitze und einer Wachstumszone 42' am Boden, die zur Abschreckplatte hin geöffnet ist, ausgerüstet. Die Kristallwahlvorrichtung der Fig. 1 ist weggelassen und die Wachstumszone steht in direkter Verbindung mit dem unteren Ende des Formteiles, wobei die Teilerlinie die Linie 43 in Fig. 2 ist und entlang dieser Linie wird der Wachstumsteil des Gusses von dem Gegenstand selbst bedient.

Kristalline Strukturen anderer Orientierung als (001) können durch Verwendung einer Form nach Fig. 3 erhalten werden. In dieser Anordnung besitzt der Formteil 30 ^l! das Steigrohr 38'' an seinem oberen Ende und die Wachstumszone 42 " an seinem unteren Ende-Diese Wachstumszone enthält einen Einkristallrohling 46 der gewünschten Orientation und der Boden dieses Rohlings ist vorzugsweise in einer Vertiefung 48 in dem Tragtisch 4 so angeordnet, dass dieser -Rohling während des Aufheizvorganges der Form nicht total geschmolzen wird. Wenn die Legierung eingefüllt wird, erfolgt ein Wachsen eines Einkristalls mit dendritischer Orientierung durch den Gegenstand in der gleichen Art wie die Rohlinge 46. In Fig. ist die Kristallwahlvorrichtung als Teil der Wachstumszone gedacht, wenn Einkristallgusstucke erzeugt werden.

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Eine besonders brauchbare Flüssigkeit für die Verwendung des Abkühlprozesses ist Zinn und zwar wegen seines niedrigen Dampfdruckes und wegen seiner niedrigen Schmelztemperatur (232 C). Eine brauchbare Temperatur für das Zinnbad ist ungefähr 260°C, wobei klar ist, dass je niedriger die Temperatur des Bades ist, desto höher die Abkühlrate ist. Wie oben angeführt, ist der Tisch 4 teilweise in das Zinnbad während des Beginns des Gussvorganges eingebettet,, und er dient als Abschreckplatte.

Das Verfahren wird zweckmässigerweise im Vakuum oder in einer neutralen Atmosphäre durchgeführt und hierzu wird die Vorrichtung in einer Vakuumkammer angeordnet. Mit der Vorrichtung in der Anordnung nach Fig. 1 und mit der Form in ihrer Anordnung auf μηα. an den Tragtisch wird ein Lecken des geschmolzenen Materials aus der Form verhindert, und diese wird durch Aufbäzen der Induktionsspulen 17 erhitzt, um die Formtemperatur mindestens bis zur Schmelztemperatur der Legierung zu erhöhen, wobei diese vorzugsweise auf eine Temperatur von ungefähr 150°C über der Schmelztemperatur erhöht wird. Bei einem zu giessenden Gegenstand, der eine Turbinenschaufel darstellt, wie es in dem Teil der Form nach den Fig. 1 und 2 der Zeichnungen gezeigt ist, ist eine geeignete Superlegierung für diesen Zweck Mar-M 200, obwohl viele andere Legierungen in gleicher Weise brauchbar sind, die z.B. in den US-PS 3 260 505, 3 494 709 und 3 567 526 beschrieben sind.

Die zu giessende Legierung ist auf einen Punkt ungefähr 150°C oberhalb der normalen Schmelztemperatur der Legierung erhitzt, so dass sie eine wesentliche überhitze hat. Wenn die Form oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung und die Legierung selbst auf diese Höhe überhitzt ist, wird die Legierung in die Form eingefüllt, wobei die Füllung der Form mindestens bis zu einem Punkt oberhalb des Teiles der Form und vorzugsweise hauptsählich bis zu dem Pegel des Einfüllringes 36 erfolgt. Während die Temperatur des Tragtisches 4 bei der Temperatur des flüssigen Bades gehalten wird, beginnt das dendritische Wachstum sofort in der Wachstumszone 42 der Form und bei stetiger nach oben führender Erstarrung durch die Wachstumszone wird &s Kornwachstum säulenförmig, wie es in der US-PS 3 494 709 beschrieben ist.

Fast sofort nachdem die Legierung eingefüllt ist und wenn das Korn-

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wachstum begonnen hat, wird der Tragtisch mit der Form darauf langsam von der Heizkammer 16 gelöst, sq dass der Tragtisch vollständig und dann die Form langsam in das flüssige Kühlbad eingebettet wird. Wenn die Form sich nach unten in das Bad bewegt, fliesst die Kühlflüssigkeit über die Oberfläche des Tragtisches und umgibt die verschiedenen Teile der Form. Wenn das Kühlmittel mit allen äusseren Oberflächen der Form Berührung hat, umgibt es die Form vollständig und entfernt sehr schnell die Hitze aus allen Teilen der Form, wobei die Erstarrungsrate der Legierung in vertikaler Richtung erhöht wird. Die Kornauswahlvorrichtung 40 arbeitet in der gleichen Weise wie die Kristallauswahlvorrichtung nach der US-PS 3 494 709, und sie verursacht das Wachsen eines Einkristalls aus dem Hauptwachstumsteil in den Teil der Form.

Die Form wird langsam und stetig nach unten in das flüssige Bad bewegt und zwar mit solch einer Geschwindigkeit, dass der Pegel des kühlenden Bades nicht den Soliduspegel wesentlich übersteigt, so dass die Entfernung der Hitze aus der breiigen Zone der erstarrenden Legierung vertikal nach unten gerichtet ist, und die Oberfläche der flüssig-starr Zwischenschicht keine zu grosse Krümmung aufweist.Dieses stellt ein Wachstum eines Einkristalls in dem Teil der Form sicher und verhindert die Kernbildung falscher Körner entlang den Oberflächen der Form. Das hohe resultierende thermische Gefälle und die Pegelzwischenschichten neigen ebenso dazu, die Konvektion in Abhängigkeit von den Konzentrationsunterschieden in den geschmolzenen Superlegierungen zu verhindern, die im anderen Falle zu einer falschen Erstarrung führen könnten, die als Sonnenflecken bekannt sind.

Bei Verwendung einer Superlegierung zum Herstellen von Turbinenschaufeln, wenn die Schaufel z.B. 10,16 cm lang ist, und die Höhe der Wachstumszone 42 vorzugsweise mindestens 2,54 cm beträgt, würde die Gesamthöhe der Form einschliesslich des Steigrohres 20, 32 cm betragen. In einer besonderen Gussausführung beim Herstellen einer Einkristallschaufel wird diese Form auf 1566°C erhitzt mit Ausnahme des Teils, das dicht an dem Tragtisch anliegt. Die Legierung wird auf 1566°C erhitzt und dann in die Form gefüllt, . welche zu dieser Zeit auf dem Tragtisch in der Heizkammer angeordnet ist. Der Tragtisch und die Form werden dann in der gezeigten Position ein bis fünf Minuten für den Beginn des säulen-

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formigen Wachstums in der Wachstumszone gehalten, bevor eine nach unten gerichtete vertikale Bewegung der Äbschreckplatte und der Form in das flüssige Zinn bei 26O°C beginnt. Die abwärts gerichtete Bewegung der Abschreckplatte und Form wird mit einer gleichmässigen Rate von 305 cm/Std. ausgeführt und zwar bis die Form bis zu einem Punkt mindestens 2,54 cm oberhalb der Spitze des Teiles der Form eingebettet ist, und hierbei wird sichergestellt, dass ein Wachstum eines Einkristalls durch den ganzen Teil der Form geschieht.

Da die Entfernung, die sich die Form nach unten bewegen muss, um bis zu dieser Höhe in das flüssige Zinnbad eingebettet zu sein, 15,24 cm beträgt, ist es offensichtlich, dass der ganze Vorgangs der vollständigen Einbettung der Form nur drei Minuten plus der Haltezeit von dem Zeitpunkt des Einfüllens in. die Form für einen vollständigen Erstarrungsvorgang beträgt. Die den Heizspulen 10 zugeführte Energie wird alsdann merklich herabgesetzt. Die Form wird dann nach oben entfernt und die Anordnung ist vorzugsweise so ausgebildet, dass die Form nach oben durch die Heizkammer zu einem Punkt oberhalb dieser gezogen wird, wobei die Hitzeschilde 14 mit nach oben durch den Tragrand 44 an der Welle gezogen werden. Wenn die Form und die Tragplatte vollständig oberhalb der gezeigten Vorrichtung sind, ist die Entfernung der Form aus ihrer Position auf der Tragplatte durch Abschrauben des Tisches und Herausziehen der Form aus ihrer Position um die Welle getan. Irgendein geeigneter Mechanismus, der nicht Teil dieser Erfindung ist, kann für diesen Zweck herangezogen werden. Natürlich kann die freihängende Welle seitlich bewegt v/erden, um die Form und den Tisch über eine geeignete Werkbank anzuordnen.

Die Heizspulen sind ständig eingeschaltet, und deshalb wird das Seitenteil 8 bei einer Abwärtsbewegung der Form auf den Abschrecktisch bei einer hohen Temperatur gehalten, so dass oberhalb des Pegels des Bodens des Seitenteils die Form noch immer in der Nähe von 1566 C gehalten wird. Auf diese Weise wird ein sehr hohes thermisches Gefälle in dem Material in der Form zwischen dem Pegel des Bodens des Seitenteils und dem oberen Pegel des Zinnbades gehalten. Das besagt, dass die Form von einer Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes der Legierung über dte ganze Höhe des Seitenteils gehalten wird und der untere Xf^-^rAßK /RiJ¹VjV^{1 ein} kühlendes

Bad bei 260 C ganz kurz unter dem unteren Ende des Seitenteils eingebettet ist, wobei dieses tone thermische Gefälle fest gehalten wird. Die Steilheit des thermischen Gefälles an der Zwischenschicht wird zu einem grossen Teil durch die Entfernung des Seitenteils von der Oboflache des Bades, durch die Temperatur, durch den Wirkungsgrad des Bades und durch die Oberhitze der Legierung bestimmt.

Weiterhin ist die Rate der Aufwärtsbewegung der flüssig erstarrten Zwischenschicht, die Wachstumsrate, durch die Rate der Abwärtsbewegung der Form in das flüssige Bad bestimmt. Da das Bad in Berührung mit der äusseren Oberfläche der Form ist, ist die Rate der Hitzeentfernung von der Form und somit von der Legierung an und unterhalb der Oberfläche des flüssigen Bades wegen der Leitfähigkeit extrem schnell. Es ist günstig, eine relativ dünne Formwand zu haben, um dadurch die Hitzeübertragungsrate zu verbessern, und somit ist die Wanddicke der Form durch die Festigkeit, die benötigt wird, um dem Druck des Materials in der Form während des GussVerfahrens zu widerstehen, begrenzt.

Anstatt die Form von der Heizkammer zu entfernen und in das flüssige Kühlbad einzubetten, kann die Form langsam in eine Kammer durch Einfüllen der Kühlflüssigkeit, die die Form umgibt, versenkt werden. Wie in Fig. 5 gezeigt ist, steht die Form 50, die als eine Form für einen einzelnen Gegenstand ges.gt ist, auf einem Abschrecktisch 52 und ist von einem Seitenteil 54 umgeben. Der Fuss 56 der Form ist so ausgebildet, dass er die ganze Abschreckplatte überzieht und unter das Seitenteil am äusseren Umfang der Abschreckplatte reicht. Das Seitenteil ist mit dem Formfuss durch das Bindemittel 57 verbunden, um eine feste Verbindung gegen Durchfluss von Flüssigkeiten an dieser Stelle zu bilden. Das Seitenteil ist von der Induktionsheizung 58 umgeben, welche aus mehreren axial angeordneten Spülen besteht, so dass die den Spulen zugeführte Energie langsam vom Boden zum oberen Ende des Seitenteils verringert werden kann. Ein- Rohr 60 dient zur Zuführung des flüssigen Kühlmittels in die Kammer, die die Form umgibt. Bei Benutzung, wenn die Form auf die gewünschte Temperatur, wie oben beschrieben, erhitzt wurde, wird diese mit der überhitzten geschmolzenen Legierung gefüllt, und die Erstarrung

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beginnt bei der Abschreckplatte durch Zuführung des Kühlmittels in die dafür vorgesehenen Wege der Abschreckplatte. Nach kurzer Zeit, wenn sich das säulenförmige Wachstum in der Form bei der Abschreckplatte aufgebaut hat, wird die Kühlflüssigkeit der Kammer zugeführt und gleichzeitig die unterste Heizspule abgeschaltet. Die Kühlflüssigkeit umgibt die Form und zieht sehr schnell Hitze aus der Form und der Legierung, wobei eine Aufwärtserstarrung der Legierung bewirkt wird. Das Ansteigen des Kühlmittels in der Kammer bei Einsenken der Form geschieht mit den gleichen Raten die wie oben genannt, für die. Abwärtsbewegung der Form in Fig. 1 angegeben sind. Ausser der Notwendigkeit, dass das Zinn die Hitze von dem Seitenteil aufnimmt, ist die Wirkung die gleiche bei dem Eintauchen der Form in das eingefüllte Kühlmittel wie bei der Einbettechnik nach Fig. 1. Wenn der Pegel des Kühlmittels in der Kammer ansteigt, werden die entsprechenden Spulen abgeschaltet, so dass nur der Teil des Seitenteils oberhalb des Kühlmittels erhitzt bleibt.

Die Rate der Erstarrung ist durch die Rate der Entfernung der Hitze von der Legierung begrenzt, die keine übertriebene Krümmung der Solidusoberflache erzeugt. Da die Grosse der gewachsenen Dendriten eine Funktion der Kühlrate ist, gilt: je kürzer die Zeit der Erstarrung desto dichter ist die dendritische Struktur. In Versuchen wurden Wachstumsraten in der Grössenordnung von 457 cm/ Std realisiert, und solche Raten oder noch höhere sind zum Giessen von z.B. Schaufeln und Leitschaufeln für Gasturbinenrnaschinen geeignet. Die Wachstumsrate ist abhängig von der Querschnittszone des Materials in der Form und ebenfalls von der Form des Gegenstandes, da beispielsweise eine Schaufelform eine grössere Oberflächenzone als ein Kreis mit der gleichen Querschnittszone hat, und daher wird sie die Hitze schneller verlieren.

Wie oben erwähnt, wird das thermische Gefälle durch verschiedene Parameter, wie der Menge der Überhitze in der geschmolzenen Legierung zur Zeit des Einfüllens, der Temperatur des flüssigen Bades und dem Abstand zwischen dem Boden der Heizkammer und der Oberfläche des flüssigen Bades kontrolliert. Das thermische Gefälle kann ganz steil sein, und es wurden Gefälle in der Grössenordriung 26O°C pro 2,54 cm bereits erzielt. Thermische Gefälle in der Grössenordnung von 52O°C pro 2,54 cm sind mit der vor-

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liegenden Erfindung durchführbar.

Die Grenze der Wachstumsgeschwindigkeit, d.h. die maximale -Geschwindigkeit mit welcher sich die Erstarrungsfront nach oben bewegen kann und noch eine gerichtet erstarrte Struktur erhalten wird, wird hauptsächlich durch die maximale Geschwindigkeit mit v/elcher Wärme von der Form entfernt werden kann bestimmt. Bei einer dünnen Formwand ist die Wärmeentfernung eine Funktion des Querschnittes der Legierung verglichen mit der Oberflächenzone, der Geschwindigkeit mit welcher die Form in das Bad eingetaucht wird und der Fähigkeit des Bades die Wärme aufzunehmen ohne dass eine merkliche Erhöhung der Temperatur auftritt. Dieser letzte Parameter ist somit abhängig von dem Volumen des Bades, der spezifischen Wärme des Materials des Bades, der Zirkulation des Bades um die Flüssigkeit dicht an^der Form in Bewegung zu halten und der externen Kühlmittel zur Aufrechterhaltung der Temperatur. Da eine hohe Wärmeentfernungsgeaäiwindigkeit erhalten werden kann ist der thermische Gradient gross und in einem weiten Bereich von Wachstumsgeschwindigkeiten konstant, sodass sowohl Gradient wie auch Geschwindigkeit unabhängig voneinander eingestellt werden können um optimale Resultate zu erzielen.

Die Wirkung der hohen Erstarrungsrate und das hohe thermische Gefälle dieser Erfindung ist in den Fig. 6, 7 und 8 dargestellt. Fig. 6 ist eine schräg verlaufende MikroStruktur eines Einzelkorns einer Mar-M 200 Legierung, die unter Verwendung der Direkterstarrungstechnik nach der US-PS 3 260 505 gegossen wurde. Diese zeigt die grossen Dendriten mit vergleichbar grossen dendritischen Abständen, wobei die weissen Zonen eutektische Mikrogefügebestandteile sind, und Zonen von Inhomogenitäten, die die Härte der Legierungen verringern. Fig. 7 zeigt eine ähnliche MikroStruktur derselben Legierung, die durch die vorliegende Technik mit einer Einbettungsrate von 63,5 cm/Std. gegossen wurde, mit einer offensichtlich viel feineren dendritischen Struktur uid dichteren Zwischendendritischen Abständen und kleineren eingebetteten Kohlenstoffpartikeln und eutektische Mikrogefügebestandteile. Die Legierung ist somit von sich aus fester und widerstandsfähiger gegen Ermüden. Die kleinere dendritische Struktur und der Abstand erstiEckt sich auch durch den Gussgegen-

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stand und ergibt somit weit gleichmässigere Eigenschaften, wie Alterungsfestigkeit, Bruchbeanspruchung,und Streckfestigkeit in allen Teilen des Gusses. Dies verringert die Streuung der mechanischen Eigenschaften, die konventionnellen Gussgegenständen charakteristisch zugeordnet sind.

Fig. 8 ist eine schräg liegende MikroStruktur der gleichen Legierung wie in den Fig. 6 und 7, jedoch ist sie durch die vorliegende Technik mit einer Einbefetungsrate von- 457 cm/Std erstarrt. Bei einer solchen Erstarrungsrate ist die dendritische Struktur und der Abstand sehr viel kleiner als bei der langsameren Einbettungsrate nach Fig. 7, und die Kohlenstofffpartikel und die eutektischen Mikrogefügebestandteile sind auch viel kleiner aufgrund des dichteren Dendritenabstandes. Wie in dem Gusstück, von dem das Bild der Fig.7 gemacht wurde, herrscht die Mikrostruktur durch das ganze Gusstück vor und gewährleistet somit gleichförmige mechanische Eigenschaften für den ganzen Gussgegenstand.

Die Teiche der eutektischen Mikrogefügebestandteile die in diesen Mikrostrukturen gezeigt werden,· können verringert oder ganz entfernt werden durch Aufheizen der Legierung bis dicht an die SoIidustemperatur zum Zerstäuben des Materials. Wenn der dendritische Abstand so gross ist wie in Fig. 6, dann müssen die Gussgegenstände bei dieser Temperatur für eine längere Zeit gehalten werden, da die Diffusionszeit proportional dem Quadrat der Entfernung zwischen den Dendriten ist. Die Struktur nach Fig. 7 kann durch nur einige Stunden Aufheizen homogenisiert werden. Die Struktur nach Fig. 8 würde eine bedeutend kürzere Zeit als die na.ch Fig. 7 wegen der kleineren dendritischen Abstände erfordern.

Superlegierungen werden normalerweise nicht homogenisiert (Entfernung der dendritischen Aussonderung) da hierzu einige tausend Stunden Wärmebehandlung erforderlich wären. Mit den hyperfeinen Strukturen, erhalten durch grössere Erstarrungsgeschwindigkeitenj könnte die Homogenisierung in einigen Tagen erhalten werden.

Der Grad an typischer dendritischer Verfeinerung welcher in einer Legierung wie z.B. MAR-M 200 erhalten werden kann geht aus der folgenden Tabelle hervor:

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Tabelle I

Abstände von primären Dendriten und sekundären Dendritarmen unter verschiedenen Erstarrungsbedingungen.

Verfahren Wachstums-	Abschalten	Solidus	Primärer	Sekundärer
geschwindig	der Energie- IO	Gradient	Abstand	Abstand
keit	zufuhr	°C/cm	mm	mm
cm/Std.	Herausnehmen 3O
LMC (Giessen) 63,5
LMC (Giessen) 455	6,6	0,38	0,12

39,8	0,25	0,07
58,8	0,11	0,04
63,4	0,04	0,01

Die Werte der Tabelle I beziehen sich in allen Fällen auf ein Niveau 12 cm oberhalb der festen Kühlplatte. Der primäre Abstand ist der durchschnittliche Abstand aischen beieinander liegenden Dendritkernen welche auf einer polierten und geätzten Oberfläche senkrecht zur Wachstumsrichtung beobachtet -wurden. Der sekundäre Abstand ist der durchschnittliche Abstand zwischen beieinander liegenden sekundären Dendritarmen welche auf einer Probe in der Wachstumsrichtung beobachtet wurden. Es wird darauf hingewiesen, d^Bs beide Abstände Durchschnittswerte darstellen und wenig statistisches Gewicht haben da sie experimentell von einer kleinen Zahl an Beobachtungen von Werten erhalten wurden die um j; 25% von den Durchschnittswerten abwichen. Die Neigung der Bildung von kleineren Abständen bei höheren Geschwindigkeiten ist jedoch klar erkennbar. Bei höheren Gradienten werden auch kleinere sekundäre Dendritarmabstände erhalten und selbst kleinere primäre Dendritabstände da diese beiden Werte ungefähr proportional zueinander abnehmen.

Obschon MC Karbide und^/^ eutektische Mulden ziemlich schwer zu kennzeichnen sind da ihre Form nicht gleichmassig ist werden doch typische Grossen in der Tabelle II wiedergegeben.

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Tabelle II

Typische Mikrogefugebestandteiledimensionen.

Wachsturnsge- Durchschnitt der Hauptdimension des "Script"

schwindigkeit eutektischen Mulde MC Karbides

cm/Std. mm mm

10 0,10 0,17

* 30 0,05 0,10

63,5 0,02 O,04

455 0,007 . 0,15

Obschon die eutektischen Mulden und MC Partikeln kleiner wurden konnte doch keine grosse Abweichung in dem Gesamtvolumen von Eutektika und Karbiden festgestelltverden. Da die eutektischen Mulden nur einer Aussonderung zuzuschreiben sind und gelöst werden können, können diese durch eine Wärmebehandlung entfernt werden. Somit werden solche Mulden oft als nicht-Gleichgewicht Mikrogefügebestandteile bezeichnet. Das MC Karbid ist jedoch eine Gleichgewichtsphase welches seinen Ursprung in der Schmelze hat und das Volumen ist nicht von der Erstarrungsgeschwindigkeit abhängig.

Wie schon weiter oben angegeben ist es wünschenswert eine komplette Homogenisation der Nickelbasislegierungen anzustreben um die mechanischen Eigenschaften zu verbessern. Gemäss der vorliegenden Erfindung ist dies jetzt möglich. Desweiteren sind mechanische Eigenschaften wie z.B. die Quer-Zerreissfestigkeit in Einkristallen schärfer abgegrenzt und bewegen sich nahe der oberen Grenze des normal beobachteten Streubereiches.

309849/0881

Claims

Patentansprüche

1. Gerichtet erstarrtes Superlegierungsgusstück mit stengelkornförmiger oder Einkristall Morphologie mit hyperfeiner dendritischer Struktur, gekennzeichnet durch einen primären Dendriteabstand von weniger als ungefähr 0,125 mm.

2. ■ Gerichtet erstarrtes Nickelbasissuperlegierungsgussstück mit stengeiförmiger oder Einkristall Morphologie und einer hyperfeinen dendritischen Struktur nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen primären Dendritabstand von weniger als ungefahr 0,125 mm und durchschnittliche ν Iy eutektische Mulden und MC Karbidpartikeldimensionen, falls vorhanden, von weniger als respektiv ungefähr 0,002 und 0,005 cm.

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