DE2415074A1

DE2415074A1 - Nickelsuperlegierung

Info

Publication number: DE2415074A1
Application number: DE2415074A
Authority: DE
Inventors: James French Baldwin
Original assignee: FRENCH BALDWIN J
Current assignee: FRENCH BALDWIN J
Priority date: 1973-04-02
Filing date: 1974-03-28
Publication date: 1974-10-17
Also published as: DE2415074C2; IL44295A; US3869284A; CA1021604A; DE2463065C2; JPS49128818A; GB1395125A; IN142527B; JPS5816047A; JPS5716180B2; DE2463066C2; IT1012132B; DE2463064C2; IL44295A0; SE404380B; FR2223470A1; FR2223470B1

Description

DIPL.-ING. KLAUS RUPPRBCHT

PATENTANWALT

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James French BALDWIN Delray Beach, Florida (V.St.A.)

Nickelsuperlegierung

Die Erfindung bezieht sich auf Nickellegierungen mit vergleichsweise hoher Zugfestigkeit bei hohen Temperaturen und auf aus diesen Legierungen hergestellte Gußkörper. Die Nickelbasis - Superlegierungen nach der Erfindung sind besonders geeignet zur Herstellung von Bauteilen für Gasturbinen, wie Turbinenlaufschaufeln, stationäre Turbinenschaufeln, einstückige Laufräder od. dgl.

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Es ist eine Anzahl von ausscheidungsgehärteten Nickelbasis-Superlegierungen bekannt, die wegen ihrer Festigkeit bei hohen Temperaturen als Material zur Herstellung
von Bauteilen für die Hochtemperaturstufen von Gasturbinen verwendet werden. Die vorhandene Ausscheidung ist eine
intermetallische Verbindung, die in der Regel als H-Phase bezeichnet wird, mit der allgemeinen Formel Ni (Al, Ti). Mit diesen Ausscheidungen oder Präzipitaten gehärtete Legierungen werden als \T ' -äusscheidungsgehärtete Superlegierungen bezeichnet. In den zurückliegenden Jahren, während der die Kenngrößen solcher Legierungen bei niedrigeren
Temperaturen zwar nicht verkannt wurden, wurde dennoch die Betonung auf die Entwicklung von Legierungen mit verbesserten Eigenschaften bei höheren Temperaturen gelegt. Hochtemperatureigenschaften waren deshalb von Belang, weil bei den Turbinenneukonstruktionen die Betriebstemperaturen zur Erzielung eines besseren Wirkungsgrades und einer höheren
Leistung angehoben wurden. Hochtemperatureigenschaften von besonderem Einfluß sind u.a. Zeitstandsfestigkeit und
Kriechfestigkeit, Widerstand gegen Wärmeermüdung und Korrosionswider st and.

Es ist bekannt, daß die Eigenschaften der Wärmeermüdung
in Verbindung stehen mit Duktilität bei mittleren Temperaturen (705⁰C - 815⁰C Cl300°F - 1500^OF) ). Je größer die
Duktilität in diesem Bereich ist, um so widerstandsfähiger ist die Legierung gegen thermische Ermüdung. Generell kann gesagt werden, daß Legierungen mit hoher Bruch- und Kriech-

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festigkeit bei hohen Temperaturen diesen wird nicht entsprechenden Widerstand gegen thermische Ermüdung und gegen Korrosion bei diesen Temperaturen haben. Im Gegensatz dazu zeigen Legierungen mit guter Korrosionsbeständigkeit bei höheren Temperaturen schlechte Werte für die Bruch- und Kriechfestigkeit sowie für die thermische Ermüdung bei diesen höheren Temperaturen.

Obgleich erhebliche Anstrengungen in die Entwicklung von hochtemperaturfesten Superlegierungen mit Ausscheidungshärtung investiert wurden, wurde keine Legierung gefunden, die vollständig befriedigende Resultate hinsichtlich der Festigkeit, Duktilität und der thermischen Ermüdung zeigten, wie sie bei Bauteilen für Gasturbinen zu fordern sind. Tatsächlich haben kürzlich durchgeführte Entwicklungsarbeiten bei Superlegierungen dazu geführt, daß Festigkeits^bVerbesserungen, die durch Modifizierung der Zusammensetzung erzielt wurden, in der Regel zu einer verringerten Duktilität geführt haben. In gleicher Weise zeigen Legierungen, die auf eine verbesserte Duktilität oder Zähigkeit oder Korrosionswiderstand bei hohen Temperaturen ausgelegt waren, inadäquate Festigkeit.

Bei Superlegierungen, die zur Herstellung von Gasturbinen-Bauteilen geeignet sind, wird eine gute Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch erwartet, d.h. daß sie einem übermäßi-

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gen Kriechen oder Bruch während langer Zeitperioden, während der sie bei hohen Temperaturen unter Spannung steht, standhält. Solche Legierungen sollen auch gute im Zeitstandsversuch auftretende Dehnung bis zum Bruch haben, d.h. sie sollen sich gleichförmig und vorbestimmbar verformen, während sie bei hohen Temperaturen unter Spannung stehen; sie sollen nicht reißen und brechen. Legierungen ohne Duktilität können nur wenig deformiert werden, ehe Risse auftreten, eine schnelle Rißausbreitung und Brucheintritt. Die Verwendung von Materialien ohne entsprechende Duktilität kann zu einem nicht vorhersehbaren und schwerwiegenden Maschinenteilschaden führen. Eine charakteristische Eigenschaft von '-ausscheidungsgehärteten Superlegierungen besteht darin, daß sie bei Temperaturen zwischen etwa 705 - 815 C eine starke Verringerung der Dehnung bis zum Bruch im ZeitStandsversuch und der Zugfestigkeit zeigen. Dieser Duktilitätsabfall wird gemeinhin als "Duktilitätssenke" ( ductility trough) bezeichnet, da die Duktilität höher bei Temperaturen unterhalb von 700°C und oberhalb von 815 C ist. Generell wurde beobachtet, daß der Duktilitätsabfall im Temperaturbereich der "Duktilitätssenke" um so stärker ausgeprägt ist, je höher die Festigkeit einer Legierung ist. Als Beispiel sei die Legierung mit der US-Bezeichnung MAR-M 200 genannt (U.S. Patentschrift 3.164.465). Diese Legierung zeigt adäquate Festigkeit in entsprechenden Anforderungen für die

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meisten modernen Gasturbinen. Ein Mangel an Duktilität im Bereich von 76O C bei herkömmlichem Gußmaterial schließt jedoch die Verwendbarkeit für Turbinenbauteile aus.

Um die Probleme der geringen Duktilität unter Beibehaltung der Hochtemperaturfestigkeit zu umgehen, wurde ein Gießverfahren entwickelt, das eine "gerichtete Erstarrung" bewirkt. Dieses in der U.S.-Patentschrift 3.260.505 beschriebene Verfahren führt zu einer Vermeidung von Korngrenzen, die quer zur Richtung von an das Bauteil angelegten Spannungen oder Kräften liegen. Die gerichtete Erstarrung vermeidet zwar einen wesentlichen Grund für niedrige Duktilität oder Dehnung bis zum Bruch im Zeitstandsversuch in Längsrichtung; sie ist jedoch ein vergleichsweise aufwendiges Verfahren und wird deshalb nur in besonderen Fällen, wenn Kosten keinen dominierenden Faktor darstellen, verwendet.

Weiterhin wurde versucht, die mit der Duktilitätssenke verbundenen Probleme durch Zufügung von Hafnium zu Nickelbasis-Superlegierungen zu umgehen(beispielsweise U.S.-Patentsehriften 3.OO5.7O5, 3·677·331, 3·677·746, 3.677.747 und 3.677.748). Die Beifügung des sehr dichten und kostspieligen Hafniums führt zu höheren Rohmaterialkosten und vergrößert das spezifische Gewicht der Legierungen. Höheres Gewicht ist, was auf der Hand liegt, ein

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ein erheblicher Nachteil bei Legierungen, die in Bauteilen für Antriebsmaschinen von Luftfahrzeugen zur Anwendung gelangen sollen. Es ergibt sich somit, daß das Fehlen des gleichzeitigen Vorliegens von Hochtemperatur-Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch und Duktilität ein wesentlicher Nachteil bei herkömmlichen Superlegierungs-Zusammensetzungen bleibt. Dieser Nachteil ist insbesondere deshalb von Bedeutung, da er die Verwendbarkeit von Superlegierungen bei vielen beabsichtigten Anwendungsfällen beeinträchtigt, z.B. die Herstellung von Bauteilen für Gasturbinen.

Die "erfindungsgemäßen Legierungen zeigen Hochtemperaturfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Sie sind in der Lage, über einen längeren Zeitraum Temperaturen bis zu etwa I.O95 C (2000 F) oder mehr standzuhalten und können in sehr vorteilhafte Gußkörper umgeformt werden.

Die erfindungsgemäßen Legierungen besitzen eine herausragende und ungewöhnlich hohe Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und Duktilität in ihrer polykristallinen (nicht gerichtet erstarrten) Form. Insbesondere wurde eine bisher nicht erkannte Besonderheit hinsichtlich der Beträge von zwei Le-gierungselementen (Bor und Kohlenstoff) gefunden, die in Nickelbasis-Superlegierungen mit Chrom, Aluminium und Titan enthalten sind.

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Das Zufügen von Bor und Kohlenstoff zu Hochtemperaturlegierungen ist bekannt. Die Legierungswerte, die gemeinhin durch die Beifügung von etwas Bor und Kohlenstoff begünstigt werden, schließen Duktilität, Festigkeit, Schmiedbarkeit und in einigen Fällen Vergießbarkeit ein. Der gegenwärtige Wissensstand auf dem Gebiete der Superlegierungs-Metallphysik läßt eine präzise Definition oder Erklärung

nicht
des exakten Mechanismus/zu, der für diese Verbesserung der Eigenschaften verantwortlich zeichnet. Die Notwendigkeit der Anwesenheit beider Elemente wird bei Superlegierungen je do ch anerkannt.

Obgleich die Rolle, die sowohl Kohlenstoff als auch Bor bei Nickelsuperlegierungen spielen, kompliziert ist, können dennoch einige Verallgemeinerungen gemacht werden. Kohlenstoff tritt in der Form komplexer Carbide auf, die sich vorzugsweise an den Korngrenzen anlagern. Bei verschiedenen Morphologien von Korngrenzencarbiden wurden nachteilige Auswirkungen auf die Duktilität beobachtet. Dies deutet darauf hin, daß der Kohlenstoffanteil niedrig gehalten werden sollte. Andererseits wurde ebenfalls verzeichnet, daß ein niedriger Kohlenstoffanteil zu stark verringerter Lebensdauer im Zeitstandsversuch bei hohen Temperaturen führt. Es wird allgemein angenommen, daß Kohlenstoff bei Superlegierungen vorhanden sein sollte, da Carbide eine merkliche und vorteilhafte Wirkung auf die

-S-

Bruchfestigkeit bei hohen Temperaturen zeigen.

Bor wird gleichermaßen als wesentlicher Zusatz zu Superlegierungen erachtet. In Superlegierungen liegt Bor in Form von komplexen Boriden ebenfalls an den Korngrenzen vor. Die Korngrenzenmorphologie ist bei Superlegierungen wesentlich, da das Hochtemperaturkriechen und die Hochtemperaturbrüche an den Korngrenzen beginnen und dort fortschreiten. An den Korngrenzen vorhandene komplexe Boride verringern das Einsetzen des .Reißens von Korngrenzen unter Bruchlast.

Typische Gieß-Superlegierungen nach dem Stande der Technik enthalten Kohlenstoff im Betrag von etwa 0,10 bis 0,25 Gew.-% Bei typischen bekannten Schmiedelegierungen bewegt sich der Kohlenstoffgehalt zwischen etwa 0,03 und etwa 0,l£ Gew.-/o. Bei der unter dem Handelsnamen INCO 713 bekannten Legierung beträgt der Kohlenstoffgehalt nur 0,05 Gew.-%. Bei über 50 untersuchten Legierungen nach dem Stande der Technik wird der Borgehalt vorzugsweise zwischen 0,007 und 0,003 Gew.-% der Zusammensetzung gehalten. Der bei handelsüblichen Legierungen sehr geringe Gehalt an Bor zeigt den Einfluß des Elementes bei der Beeinflussung der Eigenschaften.

Die Erfindung basiert z.T. auf dem Auffinden einer ungewöhnlichen und unerwarteten Verbesserung zu der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und der Duktilität bei

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76O°C (l4OO°F) von γ*¹ -gehärteten Mittelbasis-Superlegierungen infolge einer bis etwa 20fachen Änhebung des Borgehältes über den bisher angenommenen Optimalbetrag. Eine Aufrechterhaltung des Borgehaltes innerhalb dieses kritischen Bereiches der Erfindung vermeidet nicht nur die oben diskutierten Schwierigkeiten der Duktilitätssenke bei Temperaturen zwischen 705 und 815 C, sondern es zeigt sich auch ein wesentlicher Anstieg der Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch bei diesen Temperaturen.

Es wurde ebenso gefunden, daß durch eine Reduzierung des Kohlenstoffgehaltes auf einen kritischen oberen Wert unterhalb des bisher bei Sup erIegierungen verwendeten Betrages die Möglichkeit besteht, sowohl die Eigenschaften im Bereich von 76O C zu verbessern und die Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 98O C (18OO F) beizubehalten oder zu verbessern. Dieser Vorteil der Erfindung ist wichtig in bezug auf Gegenstände wie z.B. Bauteile von Gasturbinen, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei etwa 76Ο C und 9&O C (l400 bzw. l8OO°F) erfordern.

Unter den Legierungen des Standes der Technik, die bei Befolgung der Lehre der Erfindung verbesserte Eigenschaften zeigen, befinden sich die Gegenstände der U.S. Patentschriften 3.310.399, 3·ΐ64.465. 3.061.426 und 3.619.182.

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Zwar sind viele der in diesen Patentschriften beschriebenen Legierungszusanimensetzungen ähnlich oder überlappen, allgemein gesprochen, die erfindungsgemäßen Legierungen, doch zeigt keine der beschriebenen oder handelsüblichen Legierungen die ungewöhnlichen und überraschenden, vorteilhaften Werte und Charakteristika der Legierungen nach der Erfindung. Dies beruht darauf, daß die Vorerfinder die kritische kohlenstoff- und Boranteile der erfindungsgemäßen Legierungen nicht erkannt haben. Alle handelsüblichen Legierungen, die von den o.g. Patentschriften abgeleitet wurden, enthalten wesentlich weniger an Bor, als als Minimalborgehalt bei den erfindungsgemäßen Legierungen vorgesehen ist. Darüber hinaus wurde, obgleich wenigstens in einigen der vorstehend zitierten Patentschriften weite Grenzen für die Borgehalte vorgeschlagen wurden, die die Grenzen der Borgehalte der Erfindung überlappen, nicht erkannt, daß die Eigenschaften bei hohen Temperaturen in einem engen Bereich innerhalb dieser sehr weit angegebenen Bereiche Maximalwerte erreichen.

Die erfindungs gemäß en Legierungen, die sehr gutes Zeitstandverhalten bei höheren Temperaturen bis zum Bruch haben, enthalten geforderte Minimumbeträge an Nickel, Chrom, Aluminium und Titan. Das Chrom erbringt primär Korrosionsbeständigkeit, und die restlichen Komponenten sind zur Bildung der intermetallischen -f"¹ -Verbindung

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Ni (Al, Ti) notwendig, die die grundlegende Superlegierungsstruktur der Erfindung bildet. Die Ni (Al, Ti)-Ausscheidung verleiht diesen Legierungen die geforderte Hochtemperaturfestigkeit, und das Titan ist ein wichtiges Element für die Gewährleistung der Festigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierungen sowohl bei Raum- als auch bei höheren Temperaturen. Die Anwesenheit von wesentlichen Beträgen des die Festigkeit bewirkenden Titans bei den erfindungsgemäßen Legierungen führt zu einem wesentlichen Unterschied im Aufbau bezüglich der Legierungen für niedrigere Temperaturen, wie z.B. die Legierungen nach der U.S .-Patentschrift 3.005.704t, die Titan ausschließt.

Grundsätzlich bezieht sich die Erfindung auf Superlegierungen, die eine Ausscheidungshärtung infolge einer y*^x -Phase zeigen. Diese Legierungen sind insbesondere dahingehend angepaßt, daß sie als Gußkörper bei hohen Temperaturen und Spannungen eingesetzt werden können. Die Erfindung bezieht sich ebenso auf Gußbauteile solcher Legierungen zur Verwendung in Gasturbinen.

Die erfindungsgemäßen Legierungen enthalten überwiegend Nickel, d.h. mindestens 35 % Ni, darüberhinaus mit unterschiedlichen Anteilen Chrom, Aluminium, Titan und Bor, eines oder mehrere der Elemente Kohlenstoff, Kobald, Zircon, Molybdän, Tantal, Rhenium, Niob, Vanadium und Wolfram können

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ebenso Bestandteile dieser Legierungen sein. Darüber hinaus können die Legierungen nach der Erfindung kleinere Anteile anderer Elemente, die normalerweise Superlegierungen zugegeben werden, vorhanden sein, die die wichtigen Eigenschaften der Legierung nicht wesentlich nachteilig beeinflussen oder die in solchen Legierungen unabsichtlich als Verunreinigungen der handelsüblichen Legierungsbestandteile vorhanden sind.

Gemäß der Erfindung wird den oben beschriebenen Legierungen primär Bor im Betrag von 0,05 bis 0,3 Gew. —/i zugesetzt, utn die Kriechfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 76O C anzuheben. In weiterer Ausbildung der Erfindung ist bei bevorzugten Ausführungsbeispielen zusätzlich zur Aufrechterhaltung des Boranteils in dem vorstehend angegebenen Bereich vorgesehen, den Kohlenstoffgehalt dieser Legierung unterhalb von etwa 0,05 Gew.-'/ά zu halten. Durch die zusätzliche Einhaltung dieses Kohlenstoffgehaltes unterhalb dieser kritischen oberen Grenze ist es möglich, Verbesserungen bei der ZeitStandsfestigkeit bis zum Bruch und bei der Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 76O C zu erzielen, während gleichzeitig die Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 97O C verbessert wird.

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-ΛΖ-

1 £> Π 7 Δ Tabelle I zeigt einen weiten und zwei verschiedene engere Bereiche hinsichtlich des Anteils der geiaäß der Erfindung verwendeten iilauente in Gew.-%. jjs sei darauf hingev/iesen, daß sich diese Tabellierung in Tabelle I auf jedes einzelne Bleinent bezieht und nicht dazu dienen soll, lediglich Zusammensetzungen von weiten und engen Bereichen zu definieren, nichtsdestoweniger geben die Zusammensetzungen der engeren Bereiche gemäß Tabelle I bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung wieder.

Eine besonders bevorzugte Legierungszusammensetzung genäß der Erfindung besteht (hier und ira folgenden iraner in Gew.-%) im wesentlichen aus: etwa 3,0 % bis etwa 10,25% Chrom, etv/a 4,75% bis etwa 5,5% Aluminium, etwa 1,0% bis etwa 2,5% Titan, etwa 0,05% bis etwa 0,30% (bevorzugter jedoch etwa 0,075% bis etwa 0,2%) Bor, bis etv/a 0,17% (bevorzugter jedoch weniger als O,05%) Kohlenstoff, etwa 8% bis etwa 12% Kobalt, etwa 0,75% bis etwa 1,3% Niob, etwa 11% bis etwa 16% Wolfram, bis zu 0,20% Zircon, Rest im wesentlichen nickel und geringe Anteile an Verunreiniguncren und zufällig anwesenden Elementen, die die grundsätzlichen Eigenschaften der Legierung nicht nachteilig beeinflussen.

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Tabelle ϊ

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Bereich

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6. O	0.25 -	- S	•1	075	- S
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SO	40	- 80

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Eine andere besonders bevorzugte Legierungszusammensetzung besteht im wesentlichen aus etwa 7,5% bis etwa 8,5% Chrom, etwa 5,75% bis 6,25% Aluminium, etwa Ο,δ'έ bis etwa 1,2% Titan, etwa 0,05% bis etwa 0,30% (bevorzugter jedoch etwa 0,075% bis etwa 0,2%) Bor, bis zu etwa 0,13% (bevorzugter jedoch weniger als 0,05%) Kohlenstoff, etwa 9,5% bis etwa 10,5% Kobalt, etwa 5,75% bis etwa 6,25% Molybdän, etwa 4,0% bis etwa 4,5%.Tantal, 0,05% bis 0,10% Zircon, Rest im wesentlichen Nickel und geringe Beträge an Verunreinigungen sowie zufällig anwesende Elemente, die die grundsätzlichen Kenngrößen der Legierung nicht nachteilig beeinflussen.

Verunreinigungen und zufällig anwesende Elemente, die bei den erfindungsgemäßen Legierungen vorhanden sein kennen, schließen ein: Mangan, Kupfer und Silicium in Beträgen in von nicht mehr als 0,50%, Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr als 0,20% und Eisen in Beträgen von nicht mehr als 2,0%. Verunreinigungen wie z.E. Stickstoff, Wasserstoff, Zinn, Blei, Kismut, Calcium und Magnesium sollten in ihrer Konzentration so niedrig wie praktisch vertretbar gehalten werden.

Die Erfindung sei nunmehr anhand der schematisehen Zeichnung näher erläutert. Hierbei zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung der prozentualen lvriechdehixurig gegenüber der Zeit für zwei Legierungen, wobei eine Legierung gemäß der Erfindung zusammengesetzt ist, die andere jedoch nicht;

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Lebensdauer im Zeitstandversuch bis zum Bruch (creep-rupture life) in Stunden gegenüber dem Borgehalt in Gew.-% einiger Nickelbasislegierungen sowohl bei 76O C und 65,8 kg/mm als auch bei 9oO C und 20,3 kg/mm . Die Lebensdauer im Zeitstandversuch bis zum Bruch bei 76O C und 65,8 kg/mm sowie 98O C und 20,3 kg/mm für handelsübliche Legierungen ähnlich der Legierung der Darstellung, jedoch außerhalb des Umfangs der Erfindung, ist ebenfalls in der graphischen Darstellung wiedergegeben;

Fig. 3 eine ähnliche Darstellung wie Fig. 2, wobei jedoch anstelle der Lebensdauer im Zeitstandversuch bis zum Bruch gegenüber dem Borgehalt die prozentuale Kriechdehnung gegenüber dem Borgehalt dargestellt ist;

Fig. 4 eine Wiedergabe eines Schliffbildes in 300-facher Vergrößerung einer handelsüblichen Legierung außerhalb des Rahmens der Erfindung;

Fig. 5 eine Wiedergabe eines Schuffbildes in 300-facher Vergrößerung einer Legierung (vergleichbar mit der Legierung nach Fig. 4) gemäß der Erfindung;

Fig. 6 eine Wiedergabe eines Schuffbildes in yOOOfacher Vergrößerung der gleichen Legierung wie in Fig. k und

Fig. 7 eine Wiedergabe eines Schuffbildes in 7OOOfacher Vergrößerung der gleichen Legierung wie gemäß Fig. 5·

Die Legierungen gemäß der Erfindung mit Bor im kritischen

- 0,3

Bereich von 0,05/Gew.-% zeigen gesteigerte Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch und Duktilität im Temperaturbereich von 705 C bis 815 C gegenüber herkömmlichen durch -Ausscheidungen gehärteten Nickelbasis-Superlegierungen. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind in der Lage, einer angelegten Spannung von 65,8 kg/mm bei 700 C ohne Bruch während einer Zeit von mehr als 120 Stunden zu widerstehen. Weiterhin ist diese Verbesserung der Festigkeits-und Duktilitätseigenschaften in dem mittleren Temperaturbereich (705 C bis 815 C) von einer ausgeprägten vorteilhaften Auswirkung auf die Hochtemperatur (über 9 25 C ( 1700 F ) )-eigenschaften der thermischen Ermüdung begleitet. Legierungen gemäß der Erfindung in einer derart verbesserten Festigkeit und Duktilität im mittleren Temperaturbereich zeigen einen erheblichen Vorteil in ihrem Widerstand gegen Wärmeermüdungsrisse bei hohen Temperaturen gegenüber Legierungen mit Bor in Beträgen, die sich außerhalb des kritischen Bereiches der vorliegenden Erfindung bewegen.

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Konstrukteure von Gasturbinen messen der Auswahl von brauchbarem und verläßlichem Material große Bedeutung bei. Dies trifft insbesondere zu für die umlaufenden Bauteile in großen Triebwerken, wo unvorliersehbares Versagen von Maschinenbauteilen Flugzeuge und darin befindliche Personen gefährden würde. Eines der kritischsten Bmiteile dieser Klasse von Antriebsmaschine!! ist der Heißgasteil oder die Turbinenschaufel. Wegen der hohen Beanspruchung durch Temperatur und Spannung, welchen diese Bauteile ausgesetzt sind, müssen sie aus hochfesten Superlegierungen hergestellt sein.

Herkömmliche Konstruktionen umfassen die mechanische Anfügung von Turbinenschaufel entlang des Umfangs eines Rades oder einer Scheibe, die mit hoher Geschwindigkeit umläuft. Während des Betriebs werden heiße Gase über das Profil der Schaufeln geführt, wodurch diese und die Scheibe mit hoher Geschwindigkeit rotieren. Die häißen Gase heben die Metalltemperaturen an, und die hohe Umlaufgeschwindigkeit der Scheibe bewirkt wegen der Zentrifugalkraft Spannungen. Der Anbau- oder Wurzelteil der Turbinensciiaufein wird wegen der Kühlwirkung der massiven Scheibe lediglich auf mäßige Temperaturen aufgeheizt. Häufig liegt die Temperatur, auf die der Wurzelteil der Schaufel aufgeheizt wird, in dem Temperaturbereich der Duktilitätssenke (7O5°C bis 8l5°C).

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Eine wesentliche mechanische Eigenschaft einer Legierung, die für solche Schaufeln verwendet wird, besteht darin, daß sie sich im Wurzelteil bei Temperaturen im Bereich von 76O C in vorbestimmbarer Weise verformt, wobei sie mechanisch aufgebrachten Spannungen ohne Rißbildung widersteht, d.h. die Legierung muß vernünftige Duktilität aufweisen. Die erfindungsgemäßen Legierungen mit Borgehalten von 0,05 Gew.-% bis 0,30 (iew.-?ό zeigen große Vorteile bezüglich Festigkeit und Duktilität im Bereich von 76Ο C gegenüber herkömmlichen Legierungen für Turbinenscliauf ein.

Die umlaufende Turbinenscheibe, an der die Schaufelwurzel angeordnet ist, erfordert ebenfalls hohe Widerstandsfähigkeit gegen Kriechen und Bruch im Verein mit Duktilität und Festigkeit, um Ermüdung und Rißausbreitung zu widerstehen. Dementsprechend weisen die hier beschriebenen Legierungen für Scheibenlegierungen erwünschte verbesserte Legierungen auf.

Hersteller von kleinen Gasturbinen verwenden in der Regel ein einstückiges Rad anstelle einer aus einzelnen Scheiben und Schaufeln zusammengefügten Anordnung. Diese einstückigen Räder, die aus einem einzigen Bauteil mit einer Scheibe und radial am Scheibenumfang sich erstreckenden Schaufelprofilen bestehen, werden herkommliclierweise im Präzisionsformgußverfahren hergestellt. Die normale Betriebsweise

solcher kleinen Maschinen bewirkt, daß diese Beuteile schnellem Aufheizen und Abkühlen ausgesetzt sind. Dieser normale Betrieb resultiert wegen der geringen Temperaturwechsei- und mechanischen Ermüdungsbeständigkeit in einer frühzeitigen Hißbildung am Scheibenrand zwischen den Schaufelprofilen. Da der Scheibenrand bei vielen Maschinenkonstruktionen bei etwa ?60 C arbeitet, verbessern die erfindungsgemäßen Legierungen die Leistung von einstückigeii Rädern insgesamt.

Die Zusammensetzungen von einigen der wichtigeren herkömmlichen Legierungen, die derzeit in Gasturbinen Verwendung finden, sind in Tabelle II aufgeführt. Die dargestellten Werte zeigen den Betrag eines jeden Legierungsbestandteils in Gew.-%. Bei der /,ngabe von Bor und Kohlenstoff wurde versucht, in etwa das Optimum des Standes der Technik wiederzugeben. Bei den Legierungen A,B,C,D,E und F sind sowohl die Nummer des jeweiligen U.S.-Patentes als auch die Handelsbezeichnung angegeben.

Zu Vergleichszwecken wurden Legierungen hergestellt, die in ihrer Zusammensetzung gleich den handelsüblichen Legierungen nach Tabelle II sind, welche jedoch Bor innerhalb des kritischen Bereichs gemäß der Erfindung enthalten. Analysen dieser Beispielslegierungen, die mit A-I, B-I etc. bezeichnet sind, sind in Tabelle III wiedergegeben.

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Standardstäbe (6,4 mm 0) wurden direkt mit den Legierungen nach Tabelle II und den Beispielslegierungen nach Tabelle III dadurch hergestellt, daß die Legierungen unter Vakuum erschmolzen und in Schalenf orinen vergossen wurden. Alle Beispielslegierungen wurden unter Schutzgasatmosphäre k Stunden lang bei 1O8O°C (l975°F) wärmebehandelt und dann an Luft gekühlt. Die Beispielslegierungeii wurden ebenso durch eine Wärmebehandlung bei 900 C (165O F) während 10 Stunden gealtert. Jede der handelsüblichen Legierungen nach Tabelle II wurde in Übereinstimmung mit der Empfehlung der Entwicklungsfirma der Legierungen wärmebehandelt.

Tabelle IV zeigt den Vergleich von Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch (es wurde die Zeit bis zum Bruch gemessen) und Duktilität (gemessen durch das vorangegangene Kriechen) der herkömmlichen Legierungen A₁B₅C und E einerseits und der Beispielslegierungen A-I, B-I, C-I, C-2, C-3 und E-I.

Sämtliche Legierungen wurden bei 76O C und einer Spannung

ο
von 6558 kg/mm untersucht.

Die Werte der Tabelle IV zeigen sehr bedeutsame Verbesserungen sowohl bei der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und der Duktilität bei 76O C für Legierungen mit einem Borgehalt innerhalb des kritischen Bereichs der Erfindung. Bei 0,20 GiB-w,-% Bor zeigen die Werte der Beispielslegierung C-3 - obwohl sie gegenüber der Beispielslegierung C-2 nie-

driger liegen - immer noch eine augenfällige Verbesserung gegenüber Legierung C.

Die Werte gemäß Tabellen II bis IV zeigen, daß die Verwendbarkeit von Nickelbasis-Superlegierungen für Gasturbinenbauteile , deren Arbeitstemperatur etwa 76O C nicht überschreitet, durch eine Anhebung des Borgehaltes bis zu einem Betrag, der bisher als exzessiv erachtet wurde, wesentlich erweitert werden kann.

Der Bedarf an Gasturbinen-Legierungen mit verbessertem Hochtemperatur(größer als 925 C)-Zeitstandverhalten ist von vergleichbarer Wichtigkeit wie die Verbesserung der Zeitstaridfestigkeit bis zum Bruch und der Duktilität bei etwa 76O C. Deshalb wurde der Einfluß des hohen Borgehaltes auf die Eigenschaften des Zeitstandverhalten bis zum Bruch im Temperaturbereich von 925°C bis 1040°C (1700°F bis 19OO F) untersucht. Es wurde hierzu das Zeitstandverhalten bis zum Bruch an wärmehbehandelten formgegossenen Versuchsstäben bei 980 C und einer Spannung von 20,3 kg/mm durchgeführt.

Die Ergebnisse dieser Untersuchung zeigten, daß hohe Gehalte an Bor, die für die Eigenschaften im 76O C-Temperaturbereich überaus effektiv waren, sich nachteilig auf die Bruchfestigkeit bei 98O°C ausgewirkt haben. Die Auswirkung

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Tabelle IV

	Borgehalt	Z e it s t andwe rt e	bis zum Bruch
	(Gew.-fo)	76O°C/65	,8 kg/mm
	o,oi6
		Lebensdauer bis zum Bruch (h)	vorangegangenes Kriechen-'··' i%)
Legierung A	0, 10	3.1,0	1,98
Beispiel Nr.:	0,015
A-I		229,6	6,30
Legierung B	0, 10	102, 1	3,68
Beispiel Nr.:	0,015
B-I		297,2	8,95
Legierung C	0, 10	46,7	0,51
Beispiel Nr. :	0,13
C-I	0,20	400,6	3,60
C-2	0,012	442,6	6,45
C-3		245,5	2,35
Legierung E	0, 10	26,6	0,96
Beispiel Nr.:
E-I	345,0	5,25

l) Vorangegangenes Kriechen gibt die letzte Kriechablesung vor dem Probenbruch an.

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zeigte sich in einer Schwächung des Widerstandes sämtlicher Legierungen nach Tabelle II gegenüber Kriechverformung und in einer merkbaren Steigerung der Duktilität, d.h. es wurde ein schwächeres, jedoch duktileres Material erhalten. Bei Gasturbinenbauteilen, die sowohl bei 7ÖO°C und 98O°C gutes Zeitstandverhalten bis zum Bruch und gute Duktilität erfordern, würde die Verwendung der Legierungen nach Tabelle II zwar zu verbesserter Duktilität bei 76O C führen, jedoch zu Lasten einer verringerten Festigkeit bei 98O C.

In Übereinstimmung mit der Erfindung wurde gefunden, daß durch Verringerung des kohlenstoffgehaltes auf eine kritische obere Grenze von nicht mehr als 0,05 Gew.-/ö sowohl die Eigenschaften bei 76O C verbessert und das Zeitstandverhalten bis zum Bruch und die Duktilität bei 98O C etwa aufrechterhalten und in einigen Fällen verbessert werden können. Erfindungsgemäße Legierungen mit weniger als 0,05 Gew.-% Kohlenstoff sind in der Lage, angelegten Spannungen von 20,3 kg/mm bei 9öO°C für einen Zeitraum von mehr als k0 Stunden ohne Bruch standzuhalten.

Der niedrige Kohlenstoffanteil gemäß der Erfindung ist insbesondere im Hinblick auf Gasturbinenbauteile wichtig, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei 76O C als auch bei 98O⁰C erfordern. Wie vorstehend dargelegt sind die Eigenschaften im Temperaturbereich von 760 C insbesondere im

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Hinblick auf den Wurzelteil der Turbinenschaufel wichtig. Vorbeistreichende Heißgase heben die Metalltemperaturen des Tragflügelprofilteils der Schaufeln jedoch in den Temperaturbereich von 925 C bis 1O4O C an. Dementsprechend sind für Turbinenschaufeln Legierungen mit guten Hochtemperatureigenschaften im Temperaturbereich von etwa 705 C bis etwa 1O4O C oder mehr erwünscht.

Zur Demonstration der Einsetzbarkeit und der Vorteile des Merkmals des niedrigen Kohlenstoffgehaltes der Erfindung wurden durch Erschmelzen unter Vakuum dreißig 453?6 g Chargen (thirty pound heats) Beispielslegierungen A-2, B-2, C-4 bis -13, D-I, E-2 bis -9 und F-I angefertigt. Standardteststangen (6,4 mm 0) wurden durch Abgießen im Vakuum in Schalenformen hergestellt; alle Proben wurden unter Schutzatmosphäre bei 1O8O C 4 Stunden lang wärmebehandelt. Nach Abkühlen an Luft wurden alle Proben zur Alterung einer Wärmebehandlung bei 900 C während 10 Stunden ausgesetzt. Analysen der Serien A,B,D und F der Beispielslegierungen sind in Tabelle V gezeigt. Analysen der Serien C und E der Beispielslegierungen sind jeweils in den Tabellen VI und VII wiedergegeben. Bei allen Zusammensetzungen der 6 Serien wurde der Kohlenstoffgehalt unter Verwendung normaler Ausgangslegierungen und Metalle bei der Herstellung jeder Charge auf dem geringstmöglichen Wert gehalten. Ein solches Vorgehen ist üblich. Sofern erforder-

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lieh wurde Kohlenstoff jedoch absichtlich zugegeben, um die kritische Obergrenze zu bestimmen.

Zeitstaiidversuche bis zum Bruch wurden bei 98O C und einer Spannung von 20,3 kg/mm sowie bei 76O°C und einer Spannung von 65,8 kg/mm bei allen Beispielslegierungen mit niedrigem kohlenstoffgehalt ausgeführt. Zu Vergleichszwecken wurden die gleichen Versuche mit handelsüblichen Legierungen A₁B, C₁D₁E und F der Tabelle II ausgeführt. Die Teststangen der handelsüblichen Legierungen wurden entsprechend dem empfohlenen Verfahren der Hersteller warmebehandelt, um maximale mechanische Eigenschaften zu erzielen. Werte für das Zeitstandverhalten bis zuii Bruch der handelsüblichen Legierungen D und F unter diesen Bedingungen wurden der technischen Literatur entnommen, die durch die jeweiligen Legierungshersteller zur Verfügung gestellt wurden.

Die Werte der Tabelle VIII zeigen die Anwendbarkeit der Erfindung auf einen weiten Bereich der Superlegierungen. Die vier Beispielslegierungen entsprechen den vier handelsüblichen Legierungen A₁B₁D und F wiesen Bor- und Kohlenstoffgehalte auf, die sich der Zielzusammensetzung annäherten, d.h. 0,01 Gew.-% Kohlenstoff und 0,10 bis 0,12 Gew.-# Bor. Die Ergebnisse der Vergleichsversuche zwischen den handelsüblichen Legierungen A,B,D und F und die entsprechenden Serien A,B,D und F der Beispielslegierungen gemäß

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Tabelle VlH zeigen in sämtlichen Fällen, daß sehr wesentliche Verbesserungen sowohl bei 76O°C und 9oÜ°C bei der Zextstandfestiglceit bis zum Bruch und bei der Duktilität erhalten wurden. Der ausgeprägteste Effekt zeigt sich bei der Legierung F, bei welcher die Lebensdauer bei 70Ü°C (im Zeitstandversuch bis zum Bruch) um mehr als den Faktor k angewachsen ist, während die Duktilität verdoppelt wurde. Bei 98O C wurde die Zeit bis zum Bruch mehr als verdoppelt; ein ungewöhnlich großes Anwachsen.

Vergleichende Werte der Untersuchungen zwischen der Legierung C und entsprechenden Serien C der üeispielslegiertmge ι sind in Tabelle IX gezeigt. Die Ergebnisse bei f'o'S'C zeigst Festigkeiten.; die vergleichbar sind mit der· vorfjigεgaugeaen Ergebnissen von Legierungen mit hohem Kohlenstoffanteil gemäß Tabelle IV. Dies zeigt, daß Bor wirksam ist, die Eigenschaften bei 76Ο C zu verbessern, unabhängig vom Kohlenstoffgehalt. Die Ergebnisse bei 98Ο C zeigen ein Anwachsen der Zextstandfestxgkext bis zum Bruch mit anwachsendem Borgehalt bis etwa 0,15 Gew.-^c/o. Oberhalb von 0,15 Gew.-% Bor fällt die Festigkeit leicht ab. Die Beispielslegierung C -4 zeigt sehr gutes Zeitstandsverhalten bis zum Bruch bei 76Ο C; der niedrige Gehalt sowohl an Bor als auch an Kohlenstoff bewirkt jedoch niedrige Duktilität beim 98Ο C-Versuch. Darüber hinaus bewirkt die Kombination von niedrigem Bor- und niedrigem Kohlenstoffgehalt eine schlechtere Vergießbarkeit und eine Tendenz der Gußstücke beim

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Tabelle V

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Cr Co

Ko Ta Ti Ai

Zr Ki

0.014

9-75

12.15

5.89 3*71 O. .9

5.95 0.081

0,073 (D

Ε-2

D-I

0	..040
10
11	.76
3	.10
5	.70
0	.■99
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0	.109
0	.084
(D

0.009 9*66

10-91 9.66 2.43 1.50 1,-38 5.19 0,084 0..Q62 (D

F-I 0..009

9.43 ·

4..10 2*04 4.23

3«69

3*92

Ο..Ο96

0,083

(D

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409842/0819

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Kühlen wäiirend dear Verfestigung zu reißen. Jer borgehalt, der erforderlich ist, um diese Scnwierigkeit bei Legierungen mit niedrigem Lolilenstof fgenalt zu vermeiden, liegt bei etwa 0,05 Gew.-So.

Vergleichende Ergebnisse von Versuchen zwischen Legierung E und entsprechenden Sei-ien Ü an Versucuslegierungeii sind in Tabelle X dargestellt, aus diesen Werten i.st ersiciitlich, daß, obgleich die Festigkeit bei 76O C unterleib der in Tabelle IV herausgestellten Gegenstücke lr-it hohem konlenstoffanteil liegt, die Verbesserung gegenüber der handelsüblichen Legierung E beträchtlich ist. Darüber hinaus werden die Werte bei 9&0 C innerhalb eines Borgehaltes von etwa 0,05 bis 0,15 Gew.-><> beibehalten. Bei 0,22 Gew.->o bor in der Beispielslegierung £-9 beträgt die 9^0 C-Festigkeit etwa 60 % der der handelsüblichen Legierung E. Die Werte des Zeitstandverhaltens bis zum ßruch, die vorstehend diskutiert und in. den Tabellen IV, V, VIII, IX und X niedergelegt sind, wurden unter Verwendung von in inrer Größe gegossenen Standardstangen mit einem Durchmesserteil von 6,4 mm erhalten. Um zu demonstrieren, daß die Eigenschafts-· Verbesserungen für Turbinenbauteile von Interesse sind, wurden einige Turbinenschaufelgußkörper aus der Legierung C-7 hergestellt, und es wurden Proben aus diesen Gußkörpern schnitten. Die Versuche wurden unter gleichen Temperatur- und Spannungsbedingungen wie vorstehend angegeben durchge-

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Tabelle VIII

	Bor	Kohlen-	Zeitstandwerte bis	Kriechen (%)	zum Bruch	2 3 kg/mm	Ol
	(Gew.-90	stoff	760°C/65,8 kg/mm²	1,98	98O°C/2O,		O
	Legierung A 0,016	(Qew.-%)				EnditUMs-
	Beispiel Nr.:	0, 12		7,3	Lebensdauer	dehnung (%)
	A-2 0,08l		Lebensdauer vorangegangenes		(h)	6,0
		0,014	(h)	3,68	53,2
O	Legierung B 0,010		31,0			9,9
co □ο	Beispiel Nr.:	0, 11		5,1	44,8
Jf-	B-2 0,109		146,5			9,3
Ό		o,o4o		2,2	50,3
	Legierung D 0,015		102, 1			13,0
0»	Beispiel Nr.:	0,15		4,3	52,4
	D-I 0,08 4		206,0	3,5		5,0
cc·	Legierung F 0,02	0,009			50,0
	Beispiel Nr.:	0,21	120,0	3,1		4,8
	F-I 0,096				58,1	11,0
		0,009	432,8		30,0
			62,0			11,7
				79,2
			254,4

	Legierung C Beispiel Nr.:	Bor (Qevr/o)	Kohl en- stoff (Qevr.-%)	Tabelle	IX	0,51	Bruch	3 kg/mm
	C-4	0,015	0, 15			3,50	98O°C/2O,	EndAiiÄ- dehnung (%)
	C-5	0,02	0,011		Zeitstandwerte bis zum	2,57	Lebensdauer (h)
	C-6	0,03	0,010	760	°C/65,8 kg/mm²	2,36		7,5
	C-7	o,o8	0,0 14	Lebensdauer vorangegangenes (h) Kriechen (%)	3,53	96,8	2,2
	C-8	0, 14	0,012		2,21	73,6	2,4
	C-9	0, 15	0,011	46,7	2,03	85,2	4,2
O	C-IO	0,20	0,018	314,8	1,57	113,9	6,0
co	C-Il	0,235	ο,ο 18	392,2	2,59	122,4	5,8
•ο	C-12	0, 10	0,045	448,0	2, 11	128,3	4,5
	C-13	0,28	0,023	452,9	1,56	117,1	.4,2
i»		0,39	0,033	468,6		64,8	7,0
			459,3	92,3	4,6
		458,6	43,0	11,1
	397,2	14,7
	347,4
	80,7

Tabelle X

Zeitstandwerte bis zum Bruch

Bor

760°C/65,8 kg/mm² 98O°C/2O,3 kg/mm²

Kohlenstoff Lebensdauer vorangegangenes Lebensdauer EndarU-s-- (GLew.-%) (h) Kriechen (%) (h) dehnung (%)

Legierung E	0,015	0, 18	26,6
Beispiel Nr.:
E-2	0,018	0,010	38,6
E-3	0,044	0,008	68, 1
E- k	0,088	0,008	104,2
E-5	0,090	0,008	117,2
E-6	0, 125	0,010	174,1
E-7	o, 170	0,011	266,3
E-8	o, i8o	0,012	302,2
E-9	0,220	0,012	357,6

4l,9

8,5

27,0	5,2	VjJ
48,6	11,4	CT β
41,3	12,3	I
38,1	11,7
41,2	13,8
36,5	11,9
31,9	10, 1
27,6	11,8

cn O

geführt} die Ergebnisse sind in Tabelle Al vriednrgegobij.i. OLe vierte zeigen dLe erwartete Verringerung im Vergleich zu den Eigenschaften der Teststangen, der Betrag an Festigkeit und Duktilität ist jedoch außergewöhnlich gut für Proben, die aus Turbxnenbauteilgußkorpern hergestellt sind.

Ein anderer wesentlicher Gesichtspunkt, den Gasturbinenhersteller bei der Auswahl von Hochtemperaturmaterialien berücksichtigen müssen, ist das Vermögen der ausgewählten Legierung, die anfänglichen oder Äusgangseigenschaften nacii einer langen Zeit, während der die Legierung hohen Temperaturen ausgesetzt war, beizubehalten. Die in ihrer Größe gegossenen Versuchsstangen der Beispielslegierung C-7 wurden 1000 Stunden lang auf ihr Leitstandverhalten bei 8l5 C unter einer Belastung von 28 kg/mm untersucht und anschließend mikrostrukturen überprüft. Es wurde keine schädliche Phasenbildung beobachtet. Anschließende Untersuchung des ZeitStandverhaltens bis zum Bruch bei 76O C und 65,8 kg/mm wurde zu Vergleichszwecken mit der Legierung in ihrem wärmebehandelt en Zustand durchgeführt. Die in Tabelle XII dargestellten Ergebnisse zeigen keine wesentliche Änderung in der Lebensdauer bis zum Bruch und eine Verbesserung der Duktilität bei 76O C.

Fig. 1 zeigt die Zeitstandwerte einer typischen Legierung C und einer der Beispiellegierung C-7 (als Teststange) beim

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Tabelle XI

Zeitstandwerte bis zum Bruch

	76O°C/65	, 8 kg/min	98ö°C/2O	2 ,3 kg/vnm
Proben-Lir.	Lebensdauer (h)	vorangegangenes Kriechen ' (%)	Lebensdauer (h)	End·«·- dehnung (%)
1	371.9	4.3 6	42.5	4.5
2	264.4	3.38	63.3	7.1
3	172.4	2.00	54.4	5.1
4	2ü 1.5	3.50	39.6	11 .4
5			49.4	7.2
6			46.1	11.5

Tabelle XII

Beispiel-ar.
C-7
C-7

Probenbehandlung wärraebehandelt

wärraebehandelt plus 1000 h 315°C bei 28 kg/nun

Zeitstandv/erte bis zum Bruch 76O°C/65,8 kg/i-nm²

Lebensdauer
(h)

452.9
463.3

vorangegangenes Kriechen (%)

3.53 4.03

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- 46 -

id

76O C-Test. In Fig. 1 ist die prozentuale Kriechdehnung gegenüber der Zeit aufgetragen. Die verbesserten Ergebnisse, die mit den erfindungsgemäßen Legierungen erhalten wurden, sind eindrucksvoll.

Fig. 2 und 3 zeigen die kritische Beziehung zwischen Borgehalt sowie Festigkeit und Duktilität. Fig. 2 ist eine Darstellung des Zeitstandverhaltens bis zum Bruch in Stunden gegenüber dem Borgehalt in Gew.-% der C-Legierungsserien mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (weniger als 0,05 Gew. -Ya) sowohl bei 76Ο C und 6518 kg/mm" als auch bei 980 C und 20,3 kg/mm . Das Zeitstandverhelten für die handelsübliche Legierung C bei 76Ο C und 65,8 kg/mm und 98O⁰C und 20,3 kg/mm ist auf der Zeichnung jeweils mit den Punkten A und B angegeben. Es ist augenscheinlich, daß wesentliche Verbesserungen im Zeitstandverhalten bis zum Bruch bei 76O°C durch Aufrechterhalten des Borgehaltes innerhalb des kritischen Bereiches der Erfindung erzielt werden.

Fig. 3 ist eine Darstellung der Kriechdehnung in Prozent gegenüber dem Borgehalt für C-Serienlegierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt sowohl bei 76Ο C und 65,8 kg/mm als auch bei 98O⁰C und 20,3 kg/mm . Die prozentuale Kriechdehnung für handelsübliche Legierungen sowohl bei 76Ο C und

ο ο 2

65,8 kg/mm als auch bei 98Ο C und 20,3 kg/mm sind eben-

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falls in der Zeichnung dargestellt, jeweils an den Punkten A und B. Wiederum sind wesentliche Verbesserungen bei 76O°C bei Legierungen mit Bor innerhalb des kritischen Bereichs der Erfindung zu ersehen. Während die prozentuale Kriechdehnung bei 98O C und Legierungen innerhalb des Rahmens der Erfindung nicht so groß ist wie bei handelsüblichen Legierungen, so sind doch die erzielten Werte sehr akzeptabel.

Es wurden metallographische Prüfungen durchgeführt, um nach Möglichkeit den für die beobachtete Verbesserung der Werte verantwortlichen Mechanismus zu erklären. Eig. k zeigt die normale Mikrostruktur der handelsüblichen Legierung C im Gußzustand bei 30Ofacher Vergrößerung. Die schwach geätzten Dendritenarme oder zweigartigen Flächen zeigen Wolframsegregationen an. Einige titanreiche Carbide sind im unteren Mittelteil der Aufnahme zu sehen.

Die fotographische Mikroaufnahme nach Fig. 5, ebenfalls mit 30Ofaeher Vergrößerung, zeigt die wesentliche mikrostrukturelle Änderung, die durch das zugefügte Bor und den reduzierten Kohlenstoff der Beispielslegierung C-7 bewirkt wird. Die Reduzierung des Kohlenstoffs auf weniger als 0,02 G.evr.-% stellt Titan frei, welches vordem als stabiles Carbid vorlag. Der Mehrbetrag an verfügbarem Titan in der Legierung resultiert in der Bildung eines γ* -Jr* -Eutektikums an den Korngrenzen; dies ist ein mikrostruktureller Effekt, der zur Verbesserung der Duktilität bei 76Ο C bekannt ist. Die Bei-

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gäbe von Bor führt zur Bildung von diskreten Korngrenzenteilchen, die durch die Elektronenstrahl-Hikrosondenanalyse als ein Borid des M„B -Typs identifiziert wurde, wobei Ii (in der C-Legierungsserie) Chrom und Wolfram ist. Diese Korngrenzenteilchen sind verantwortlich für eine Angleichung der Duktilität im Zeitstandversuch bei 98Ο C an Legierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.

In den Fig. 6 und 7 sind Elektronenmikroskopaufnahmen der handelsüblichen Legierung C und der Beispiellegierung C-7 mit jeweils 700Ofacher Vergrößerung gezeigt. Fig. 6 zeigt, wie vorstehend als Normalfall bezeichnet, an den Korngrenzen angesiedelte Boride. In Fig. 7 kann eine Boridaus-

eines jeqLen
scheidung innerhalb /der/*-Teilchen beobachtet werden. Dies ist ein Phänomen, das bei Superlegierungen konventionellerer Zusammensetzungen nicht vorliegt. Das Vorhandensein von sehr feinen Boridteilchen scheint Versetzungsbewegungen durch die Γ'-Teilchen zu verzögern und erzeugt im wesentlichen eine Dispersionshärtung, die sich in einem verbessertem Widerstand gegen Kriechverformung bei 98Ο C auswirkt. Dieser mikrostrukturelle Effekt wurde in handelsüblichen Legierungen nicht beobachtet.

Viele der erfindungsgemäßen Legierungen können extrudiert und heiß geschmiedet werden. Geschmiedete, hochfeste Nickelbasis-Superlegierungen werden normalerweise dann verwendet, wenn Duktilität und Bruchzähigkeit im Temperaturbereich von

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54:0 C (1000 F) bis 8 15°C von primärem Interesse sind. Solche Anwendungsfälle schließen Turbinenscheiben für Gasturbinen und Kompressoren ein. Die E-Serienlegierungen gemäß der Erfindung können unter Anwendung konventioneller Techniken durch Heißschmieden in Formkörper umgeformt werden. Sie weisen Kenngrößen auf, die bei fortschrittlichen Schmiedelegierungen als wesentlich erachtet werden. Beispielsweise haben sich Legierungen E-I und E-5 sehr gut beim Strangpressen und Schmieden im Temperaturbereich von 1095 C bis 12O5°C (2200°F) verhalten, wobei sie die Anforderungen an herausragendes Schmiedematerial für Scheiben und Turbinenschaufeln erfüllt haben.

Im Rahmen der Erfindung liegt auch die Verwendung der Pulvermetallurgie zur Steuerung der Größe, Morphologie und Verteilung der oben beschriebenen Borid-Mikrokonstituenten.

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Claims

Patentansprüche

1. Nickelbasislegierung zur Verwendung bei relativ hohen Temperaturen, die im wesentlichen aus den folgenden Elementen besteht:

Elemente Gew. -%

Chrom 5-22

Aluminium 0,2-8

Titan 0,5-7

Bor 0,05-0,3

Kohlenstoff 0,00-0,35

Kobalt 0,00-20

Niob 0,00-3

Molybdän 0,00-8

Tantal 0,00-10

Vanadium 0,00-2

Wolfram 0,00-20

Rhenium 0,00-2

Zirkon 0,00-1,00 ,

Rest im wesentlichen Nickel mit etwa 35 Gew.-% bis 85 Gew.- % sowie geringen Anteilen an Verunreinigungen und beiläufigen Elementen, die die grundsätzlichen Kenngrößen der Legierung nicht nachteilig beeinflussen.

2. Nickellegierung nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß etwa 0,07 Gew.-% bis etwa 0,25 Gew.-% Bor vorgesehen sind.

3. Nickellegierung nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß nicht mehr als 0,05 Gew. -⁰A Kohlenstoff vorgesehen sind.

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4. Nickellegierung nach Anspruch 3·, dadurch gekennzeichnet, daß nicht mehr als 0,025 Sew. -/0 Kohlenstoff vorgesehen sind.

5. Nickellegierung nach Anspruch 3·, dadurch gekennzeichnet, daß etwa 0,075 Gew.-Ja bis 0,2 Gew. -% Bor vorgesehen sind.

6. Guß-Bauteil zur Verwendung in einer Gasturbine, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 1. oder 3·

7. Bauteil nach Anspruch 6., dadurch gekennzeichnet, daß es eine Turbinenschaufel oder eine Scheibe oder ein einstückiges Rad aufweist, welches die Scheibe und Turbinenschaufel aufweist.

8. Formkörper, gefertigt aus Legierung nach Anspruch 1., dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 65,8 kg/mm bei 76O C ohne Bruch langer als 120 Stunden standhält.

9. Formkörper, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 3·, dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 20,3 kg/mm bei 98O⁰C ohne Bruch langer als 4o Stunden standhält.

- fr* -

10. Legierung nach Anspruch 1. , dadurch gekennzeichnet, daß sie in Gew.-% aufweist etwa 6,0 % bis etwa 17 % Chrom, etwa 2 % bis etwa 8 % Aluminium, etwa 0,75 % bis etwa 3 J4 Titan, etwa 2 % bis etwa 17 % Kobalt und etwa kO % bis 80 % Nickel.

11. Nickellegierung nach Anspruch 10., dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt etwa 0,07 Gew.-% bis etwa 0,25 Gew.-% beträgt.

12. Nickellegierung nach Anspruch 10., dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als 0,05 Gew.-% beträgt.

13· Guß-Bauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch 10. oder 12. gefertigt ist.

l4. Nickellegierung nach Anspruch 1., dadurch gekennzeichnet, daß sie in Gew.-% enthält etwa 5 % bis 12 % Chrom, etwa 4 % bis etwa 8 % Aluminium, etwa 0,75 % bis etwa 2,5 % Titan, etwa 5 % bis etwa 15,5 % Kobalt und etwa 40 % bis 80 % Nickel.

15· Nickellegierung nach Anspruch 14., dadurch gekennzeichnet, daß sie etwa 0,07 Gew.-% bis etwa 0,25 Gew.-% Bor enthält.

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16. Nickellegierung nach Anspruch lk., dadurch gekennzeichnet, daß sie nicht mehr als 0,05 Gew.-% Kohlenstoff enthält.

17. Guß-Bauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch l4. oder l6. gefertigt ist.

18. Nickellegierung nach Anspruch 1., gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung:

Elemente Gew. -%

Chrom 6-17

Aluminium 2-3

Titan 0,75-3

Bor 0,05-0,3

Kohlenstoff 0,00-0,35

Kobalt 2-17

Niob 0,25-3

Molybdän 0,00-3

Tantal 0,00-3

Wolfram 5-20

Zirkon 0,001-0,5

Rest Nickel etwa 4O-8O sowie Verunreinigungen

19. Nickelbasislegierung nach Anspruch l8., dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Bor etwa 0,07 Gew.- % bis etwa 0,25 Gew.-% beträgt.

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20. Nickelbasislegierung nach Anspruch l8., dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als 0,05 Gew.-% beträgt.

21. Guß-Bauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch l8. oder 20. hergestellt ist.

22. Nickellegierung nach Anspruch 1., dadurch gekennzeichnet, daß sie aus den folgenden Elementen im "wesentlichen besteht:

Elemente Gew. -%

Chrom 8-10,25

Aluminium 4,75-5,5

Titan 1-2,5

Bor 0,05-0,3

Kohlenstoff 0,00-0,17

Kobalt 8-12

Niob 0,75-1,8

Wolfram 11-l6

Zirkon 0,00-0,20

Nickel Rest sowie Verunreinigungen

23. Nickellegierung nach Anspruch 22., dadurch gekennzeichnet, daß. der Borgehalt etwa 0,07 Gew.-% bis
etwa 0,2 Gew.-% beträgt.

2k. Nickellegierung nach Anspruch 22., dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als 0,05 Gew.-% beträgt.

Hf

25. Guß-Bauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch 22 oder 24 hergestellt ist.

26. Bauteil nach Anspruch 2p, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Turbinenschaufel ist.

27. Formkörper, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 65,8 kg/mm bei 76O C ohne Bruch mehr als 120 Stunden standhält.

28. Formkörper, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 24, dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 20,3 kg/mm bei 98O C ohne Bruch mehr als 40 Stunden standhält.

29. Nickellegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus folgenden Elementen besteht:

Elemente Gew. -%

Chrom 5-12

Aluminium 4-8

Titan 0,75-2,5

Bor 0,05-0,3

Kohlenstoff 0,00-0,35

Kobalt 5-15,5

Niob 0,00-0,20

Molybdän 3-8

Tantal 2,3-10

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- m - Elemente Gew.-% Wolfram 0,00-2,5 Zirkon 0,00-1 Rest Nickel etwa 40-

sowie Verunreinigungen

30. Nickellegierung nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt etwa 0,07 bis etwa 0,25 Gew.-% beträgt.

31. Nickelbasislegierung nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nicht mehr als etwa 0,05 Gew.-% beträgt.

32. Guß'-Bauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch 29 oder 31 gefertigt ist.

33. Nickellegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus den folgenden Elementen mit dem jeweils angegebenen Anteil besteht:

Elemente Gew. -%

Chrom 7,5-8,5

Aluminium 5,75-6,25

Titan 0,8-1,2

Bor 0,05-0,3

Kohlenstoff 0,00-0,13

Kobalt 9,5-10,5

Molybdän 5,75-6,25

Tantal 4,0-4,5

Zirkon 0,05-0,10

Nickel Rest sowie Verunreinigungen

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3^t. Nickellegierung nach Anspruch 33■> dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt etwa 0,07 bis etwa 0,25 Gew. -/ά beträgt.

35- Nickellegierung nach Anspruch 33 > dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt nicht größer als 0,05 Gew.-% ist.

36. Guß-iBauteil zur Verwendung in Gasturbinen, dadurch gekennzeichnet, daß es aus der Legierung nach Anspruch 33 oder 35 gefertigt ist.

37· Bauteil nach Anspruch 36, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Turbinenschaufel ist.

38. Formkörper, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 33> dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 65,8 kg/mm bei 76Ο C ohne Bruch mehr als 120 Stunden standhält.

39· Formkörper, gefertigt aus der Legierung nach Anspruch 35» dadurch gekennzeichnet, daß er einer angelegten Spannung von 20,3 kg/mm bei 98O⁰C ohne Bruch mehr als k0 Stunden standhält.

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