DE2425994A1 - Verbesserte zusammengesetzte eutektische legierung und gegenstand - Google Patents
Verbesserte zusammengesetzte eutektische legierung und gegenstandInfo
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Description
Verbesserte zusammengesetzte eutektische Legierung und Gegenstand
Die vorliegende Erfindung betrifft Gegenstände .aus.'eutektischen
Superlegierungen und -zusammensetzungen und insbesondere solche Gegenstände und Legierungszusammensetzungen, die eine Matrix aus
Superlegierung enthalten, die mit eingebetteten ausgerichteten Kaibidfasern verstärkt ist.
Die Anforderungen an die Leistung von Gasturbinentriebwerken, wie
beispielsweise die für den Antrieb von Luftfahrzeugen verwendeten Triebwerke, steigern sich ständig mit der Entwicklung neuer
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fortgeschrittener Bauformen. Daher besteht eine ständige Notwendigkeit für verbesserte Materialien, beispielsweise für
Turbinenbauteile, die unter den stark beanspruchenden Umgebungsbedingungen mit hoher Temperatur arbeiten. Die für solche
Bauteile verwendeten Materialien können entscheidenden Einfluß auf die Gesamtleistung des Triebwerkes besitzen und können es
dem Konstrukteur ermöglichen, entweder die erzeugte Leistung oder
die Betriebstemperatur oder die Lebensdauer der Bauteile oder Kombinationen dieser Paktoren zu erhöhen.
Die Entwicklung der Superlegierungen auf der Basis von Nickel
oder Kobalt, die seit vielen Jahrenauf dem Gebiet der Gasturbinentriebwerke in weitem Umfange verwendet werden,hat jetzt
einen Punkt erreicht, an dem weitere Fortschritte nicht nur auf
der eigentlichen Superlegierung beruhen, sondern auch auf einer Orientierung der Phasen der Superlegierung oder auf dem Einschluß
von verstärkenden Teilen, beispielsweise Fasern, die während der Erstarrung der Legierung in situ gebildet werden können. Eine
solche Form der Erstarrung, welche verwendet wurde und über die weitgehend berichtet wurde, wird allgemein als eine Erstarrung mit
Ausrichtung in einer einzigen Richtung bezeichnet.
Es wurde erkannt, daß eine solche Erstarrung mit einer Ausrichtung
in einer einzigen Richtung für eutektische Legierungen ein geeignetes Verfahren zur Erzeugung metallischer Verbundkörper
darstellt, die ausgerichtete Fasern als Verstärkung in einer Matrix enthalten. Solche eutektischen Zusammensetzungen bieten
die Möglichkeit der Erzielung einer hohen Festigkeit in mindestens einer der ausgerichteten eutektischen Phasen und bieten auch die
Möglichkeit zur Erzielung einer starken Bindung zwischen den Phasen. Es wurde bisher über Zusammensetzungen berichtet, die
aus einer Superlegierung auf Nickelbasis bestehen und ein durch TaC-Karbid verstärktes Eutektikum besitzen, das im Inneren der
als Matrix dienenden Nickelbasis als Folge einer -Erstarrung mit
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einer Ausrichtung in einer einzigen Richtung ausgerichtet enthalten
ist. Ein Problem, das in einer solchen Struktur vorhanden sein kann, beinhaltet die Verschlechterung oder den Verfall der
ausgerichteten Karbidfasern, was zu einem Verlust der Hochtemperaturfestigkeit führt. Eine solche Verschlechterung kann auftreten
aus der Bildung unerwünschter Strukturen an der zwischen Faser und Matrix gelegenen Fläche, welche in Beziehung stehen
kann zu einer Gamma-Strich-Phase und zu den Auswirkungen verschiedener
Elemente bei 'der Bildung der Fasern selbst oder in benachbarten Phasen oder Strukturen. Daher wurden die 'Stabilität,
die Hochtemperatureigenschaften der Legierung und der aus ihnen hergestellten Gegenstände beeinträchtigt.
Zusammengefaßt schafft die vorliegende Erfindung einen Gegenstand
mit einem einsinnig erstarrten anisotropischen metallischen Verbundkörper,
der eine Matrix in Form einer festen Lösung und eine verstärkende faserförmige, ausgerichtete Karbidphase enthält, die
in der Matrix eingebettet ist. Die Matrix besteht aus einer Superlegierung auf der Basis Ni oder Co und enthält mindestens 2
Gew.-% Re zur Festigung der Matrix zusammen mit weniger als
0,8 Gew.-%, Ti zur Vermeidung der Erzeugung von Phasen oder Verbindungen,
die eine Neigung zu einer Verschlechterung der verstärkenden faserformigen- Karbidphase besitzen. Bevorzugterweise
besteht die verstärkende faserförmige Karbidphase vorherrschend aus TaC oder VC oder deren Kombinationen, insbesondere dann, wenn
die Superlegierung eine solche Legierung auf Nickelbasis ist.
In einer bevorzugten Ausfuhrungsform der Erfindung für eine Legierung
auf Nickelbasis enthält, die Legierungszusammensetzung
in Gew.-#: 3 bis weniger als 10 % Cr, 2 bis weniger als 8,6 55 Al,
weniger als etwa 0,8 % Ti, 3 bis 15 % Ta, 0,1 bis etwa 1 % C, mindestens
etwa 2 % Re, bis etwa 10 % für jedes der Elemente Co,
W und V, bis zu 3 % Mo, weniger als etwa 3 % Nb, Rest im wesent~
liehen Nickel und beiläufige Verunreinigungen. Ein Beispiel für
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eine bevorzugte Form der Legierung innerhalb dieses Bereiches besteht im wesentlichen in Gew.-% aus: 3 bis 8 % Cr, H bis 7 % Al4
weniger als 0,8% Ti, 5 bis 11 % Ta, 0,i| bis 0,8 % C, 2 bis 7 ^ Re
bis etwa 5 % Co, bis etwa 4 5? W, 2 bis 7 % V und Rest im wesentlichen
Nickel und beiläufige Verunreinigungen.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung für eine Legierung
auf Kobaltbasis umfaßt die Legierung in Gew.-%: bis zu 20 % Cr, 5 bis 20 % Ni, bis zu 8 % W, J bis 20 % Ta, 0,5 bis 1
2 bis 9 % Re mit Rest im wesentlichen Kobalt und beiläufige Verunreinigungen.
Ein Beispiel einer bevorzugten Ausführungsform in diesem Bereich besteht im wesentlichen aus folgender Zusammen
setzung in Gew.-%: 10 bis 16 % Cr, 7 bis 15 % Ni, 1 bis 6 JS W,
10 bis 15 % Ta, 0,5 bis 1 % C, 2 bis 6 % Re mit Restjco und beiläufigen
Verunreinigungen.
Daher enthält die Legierung nach der vorliegenden Erfindung, die eine verbesserte Kombination der Eigenschaften bezüglich der Sta
bilität und der Hochtemperatureigenschaften mit Hilfe einer in einer Richtung verlaufenden Erstarrung besitzt, eine Superlegierung
auf Nickelbasis oder Kobaltbasis, welche in Gew.-% enthält: mindestens 2 % Re, weniger als etwa 0,8 % Ti, 0,1 bis etwa
1,3 % C und etwa 3 bis 20 % Ta.
Die Figur 1 zeigt Vergleichskurven für die Dehnungsbruch-Daten
einer Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer weiteren durch TaC-Faser verstärkten Legierungsstruktur und mit
einer sehr festen gewöhnlichen Superlegierung.
Die Figur 2 enthält Vergleichskurven der Daten der Zerreißfestigkeit
der Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer weiteren durch TaC-Fasern verstärkten Legierungsstruktur und mit
einer sehr festen gewöhnlichen Superlegierung.
Die Figur 3 enthält vergleichende Kurven der Daten für die 0,2 %-Streckgrenze
nach der Legierung nach der vorliegenden Erfindung
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mit einer weiteren durch TaC-Faser verstärkten Legierungsstruktur
und mit einer sehr festen gewöhnlichen Superlegierung. Es folgt nachstehend die Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen.
Obwohl die Korabination einer Superlegierung auf Nickelbasis oder
Kobaltbasis, in der ausgerichtete Karbidfasern eingebettet sind, eine große Möglichkeit für verbesserte Eigenschaften besitzt,
muß eine sorgfältige Abstimmung der Zusammensetzung zwischen der Matrix und der Faser erreicht werden, um die Matrix zu festigen und
gleichzeitig nachteilige Wechselwirkungen zwischen der Matrix und der Faser zu vermeiden. Wenn ein solches Legierungssystem zu einem Gegenstand zur Verwendung im Turbinenabschnitt
fortgeschrittener Strahltriebwerke weiter verarbeitet werden soll, muß es eine Stabilität und gute Hochtemperatureigenschaften und
insbesondere Dehnungs-Brucheigenschaften besitzen, die eine der
Begrenzungen für die Temperatur des Metalls von tr.agf lüge !artigen
Teilen und für deren Belastung darstellen.
Während der Auswertung einiger eutektischer Legierungen auf
Nickelbasis, die durch TaC-Fasern verstärkt, waren, wurde beobachtet,
daß ein großer Abfall dej? Hochtemperaturfestigkext als Ergebnis einer Bildung eines Gamma-Strich-Films um die TaC-Fasern
herum aufzutreten scheint. Weiterhin verschlechterte die Ausscheidung von chromreichen Nadeln aus M0 <ZC an der Zwischenfläche
zwischen der TaC-Faser und der Matrix scheinbar nicht nur die Faser, sondern wirkte auch als eine Spannüngserhöhung
oder Spannungsweiterleitung (stress riser) und trug dadurch zu einer Verminderung der Hochtemperatur-Zerreißfestigkeit bei.
Während eingehender Analysen bei der Entwicklung der vorliegenden Erfindung an einer solchen eutektischen, durch Karbide verstärkten
Superlegierung auf Nickelbasis wurde erkannt, daß die
Einfügung des Elementes Re eine bedeutungsvolle Auswirkung zur Befestigung der Matrix besitzt und insbesondere in bemerkenswerter
Weise die Lebensdauer bezüglich der Hochtemperatur-Zerreißfestig-
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keit steigert. Es wurde weiterhin erkannt, daß selbst das Vorhandensein
von relativ geringen Mengen von Titan, beispielsweise bis herunter zu etwa 1 %, einerseits erwünscht sein kann für die
Bildung einer Gamraa-Strieh-Ausscheidung und trotzdem in ernsthafter
Weise die Menge der TaC-Pasern verminderte, die sich bilden konnten. Das Vorhandensein von Ti führte zu einer weniger
erwünschten Fasergestalt, anscheinend als Ergebnis einer starken thermodynamischen Triebkraft zur Bildung von TiC, verglichen mit
der Bildung von TaC und der scheinbaren Tendenz des an Titan angereicherten
Honokarbids zu einer dentritischen anstelle einer stabförmigen Gestalt.
Daher besteht ein wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung
darin, daß die Superlegierungsmatrix, in welcher die ausgerichtete,
verstärkende, faserförmige Karbidphase gebildet und eingebettet ist, weniger als etwa 0,8 % Ti und mindestens etwa 2 % Re
enthält, wobeijbei einer Legierung auf Nickelbasis noch relativniedrige Gehalte an Cr vorhanden sind. In einer Ausführungsform
auf Nickelbasis besteht die erfindungsgemäße Legierung im wesentlichen aus folgenden Anteilen in Gew.-%i
3 bis weniger als 10 % Cr, 2 bis weniger als 8,6 % Al, weniger
als 0,8 % Ti, 3 bis 15 % Ta, 0,1 bis etwa 1,0 % C3 mindestens
etwa 2 % Re, bis etwa 10 % für jedes der Elemente Co, ¥ und V,·
bis zu 3 % Mo, weniger als etwa 3 % Nb, mit Rest im wesentlichen
Nickel und beiläufige Verunreinigungen.
Wie noch im einzelnen im Zusammenhang mit den Beispielen erläutert,
ist die Zusammensetzung für eine weitere bevorzugte Ausführungsform der Erfindung in Gew.-% wie folgt gewählt:
etwa 3 bis 8 ί Cr, etwa'4 bis 7 % Al, weniger als etwa 0,8 % Ti,
5 bis 11- % Ta, 0,4 bis 0,8 % C, 2 bis 7 % Re, 2 bis 7 % V, bis
zu etwa 5 % Co, bis etwa 4 % W, Rest im wesentlichen Nickel und
beiläufige Verunreinigungen. Eine besondere, bevorzugte Ausführungsform
enthält in Gew.-%:
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2^25994
3 bis 6 # Cr, 4 bis 7 # Al, weniger als etwa 0,8 % Ti, 7 bis 11 %
Ta, 0,5 bis 0,7 %-Ct_ 5 bis 7 * Re, 2 bis 4 * Co, 2 bis U W,.
4 bis 7 % V mit Rest im wesentlichen Ni und beiläufigen Verunreinigungen.
Wie bereits zuvor erläutert, enthält die Zusammensetzung in der
vorliegenden Erfindung, die in einer Ausrichtung erstarrt werden kann, zur Bildung des erfindungsgemäßen Gegenstandes eine
sorgfältige Abstimmung der Elemente zur Festigung der Matrix und zur Schaffung der Fähigkeit zur Erzeugung eines höheren Volumenanteils
an Karbidfasern. Einer der wichtigen in der Legierung
nach der vorliegenden Erfindung enthaltenen Bestandteile zur Matrixverfestigung ist Re, das auch noch eine Neigung besitzt,
Härtebildner wie Ta und V in der Nickelbasisform in die Form Gamma-S^trich zu zwingen. Hierdurch werden in bemerkenswerter
Weise die Zerreißfestigkeitseigenschaften gesteigert, wie dies noch nachstehend im einzelnen erläutert ist. Im Gegensatz
zu dem Element W stellt das Element Re nicht einen Karbidbildner dar. In ähnlicher Weise wurde durch gründliche Auswertung ge-
Hf* funden, daß solche Elemente wie Os, Ru,/Mo und W, von denen
einige in den Legierungen gemäß der Erfindung enthalten sind, dem Element Re nicht äquivalent sind, da sie nicht die gleiche
Auswirkung besitzen. Es wurde gefunden, daß der Einschluß von weniger als etwa 2 % Re die Zerreißfestigkeit nicht merklich
verbessert. Daher enthält die Legierung nach der vorliegenden Erfindung das Element Re in Mengen von mindestens etwa 2 Gew.-%.
Von einem praktischen Standpunkt und unter Berücksichtigung der hohen Kosten von Re und des geringeren Vorteils bei größeren
Gehalten ist es weniger zweckmäßig, Mengen von mehr als etwa Gew.-% Re .zuzusetzen.
Wie bereits erörtert, stört das Ti die Bildung der Karbidfasern. Es wurde gefunden, daß Ti in Mengen bis herunter-zu 0,8 Gew.-%
die Karbidfaserbildung unterbricht. Daher ist für die Legierung
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gemäß der vorliegenden Erfindung festgelegt, daß bestenfalls Ti
nur in Spuren vorhanden sein sollte und in jedem Falle in einem Anteil von weniger als 0,8 Gew.-$ vorhanden ist.
Obwohl die Zufügung des ElementesCr vorteilhaft vom Standpunkt
der Verbesserung der Oxydationsbeständigkeit ist, wird dieses
Element in der Nickelbasisform der vorliegenden Erfindung relativ niedrig gehalten, da es eine Instabilität in die Karbidfaser
einführen kann. Bei Anteilen von 10 % Cr'oder darüber ist das Nickelbasisprodukt metallurgisch instabil und bewirkt
die Ausscheidung von lYL-zCg, was den Verfall der MC-Faser und
hauptsächlich der TaC-Faser reflektiert. Bei etwa 8 % Cr, was
einer Annäherung an den oberen Grenzwert des zulässigen Cr-Gehaltes in der Nickelbasisform der vorliegenden Erfindung entspricht,
ist die Festigkeit nur geringfügig besser als die einer gewöhnlichen guten Superlegierung. Bei niedrigeren Gehalten im
Bereich von 3 bis 8 Gew.-£ Cr und insbesondere im Bereich von etwa 3 ois 6 Gew.-% sind die Eigenschaften bedeutungsvoll verbessert,
wie dies noch in den nachstehenden Beispielen gezeigt ist. Es wurde jedoch erkannt, daß ein Anteil von weniger als
etwa 3 Gew.-^ Cr in der NickeIbasisform unzureichend ist, um
einen merklichen Nutzen vom Standpunkt der Oxydationsbeständigkeit oder der Festigkeit zu ergeben.
Der Hauptkarbid-Faser-Bildner in der vorliegenden Erfindung ist das Element Ta. In der Nickelbasisform kann es im Bereich von
etwa 3 bis 15 Gew.-% und vorzugsweise im Bereich von 5 bis 10
Gew.-% zusammen mit einem solchen Rest anderer Elemente enthalten sein, daß der Gamma-Strich-Gehalt in der Legierung nicht
aufgebraucht wird. Neben seiner Wirkung als Karbid-Faser-Bildner ist das Element Ta auch ein Gamma-Strich-Bildner in der Nickelbasisform.
Gehalte von Ta mit weniger als etwa 3 Gew.-% in der Nickelbasisform und etwa 7 % in der Kobaltbasisform reichen nicht
aus zu einer Reaktion mit Kohlenstoff bei der Bildung von TaC. In der Nickelbasisform übersteigen Anteile von etwa mehr als
Gew.-% Ta in Kombination mit den im Rahmen der Erfindung liegen-
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den Gehalten an Al, Y und W, die Löslichkeit der Matrix und führen
zu unerwünschten Phasen oder Karbidformen.
Das Element Nb, welches manchmal Ta begleitet, ist nicht ein
vollständiger Ersatz für Ta und neigt zu einer Schwächung der Legierungsstruktur, wenn es enthalten ist. Es wurde gefunden,
daß sogar ein geringer Anteil wie 1,6 Gew.-% Nb einen Abschwächungseffekt
besitzt, wenn es unmittelbar für eine äquivalente Menge von Ta substituiert wird. Die vorliegende Erfindung gibt
daher an, daß weniger als etwa 3 Gew.-% Nb in der Legierung
und dem Gegenstand nach der Erfindung vorhanden sind, vorausgesetzt,
daß die übrige Zusammensetzung zur Aufnahme von Nb eingestellt ist. ' ,
Das Element V kann zusammen mit Ta zur Bildung einer Karbidfaser
reagieren. Weiterhin reagiert es auch noch mit Nickel in der Nickelbasisform zur Bildung von Gamma-Strich und kann auf diese
Weise Ti ersetzen, das praktisch aus der Zusammensetzung der Legierung nach der vorliegenden Erfindung herausgehalten wird.
Daher ist vorzugsweise V in der NickeIbasisform der vorliegenden
Erfindung/von efwa 4 bis 7 Gew.-% enthalten* Unterhalb von etwa
4 Gew.-? V zeigt die Legierung eine Neigung zu einer gewissen
Abschwächung, obwohl sie immer noch eine Zusammensetzung mit bedeutender Verbesserung bildet. Beispielsweise kann eine solche
Abschwächung bei 2,5 Gew.-% auftreten, wie dies in den nachstehenden
Beispielen gezeigt ist. Oberhalb k Gew.-? V zeigt sich
eine Neigung zur fortschreitenden Abschwächung der Oxydationsbeständigkeit,
so daß bei einem Anteil von etwa 10 Gew.-% V die
Oxydationsbeständigkeit auf einen unerwünschten Wert verringert ist. Daher kann V trotz seiner Nachteile bezüglich der Oxydationsbeständigkeit in der Nickelbasislegierung der vorliegenden Erfindung
bis zu etwa 10 Gew.~% und vorzugsweise im Bereich von 4 bis 7 Gew.-# vorhanden sein, um eine zusätzliche Reaktion mit
TaC zur Bildung von Karbidfasern zu erhalten und auch zusätzliches
Gamma-Strich zur Matrixfestigung zu erzeugen.
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P425994
- ίο -
Aluminium ist ein weiterer Gamma-Strich-Bildner, welcher in der ,
Zusammensetzung der Nickelbasisform der vorliegenden Erfindung
enthalten ist, und zwar im Bereich von, 2 % bis weniger als etwa 8,6 Gew.-?. Bei Mengen von 8,6 Gew.-? Al erfolgt eine zu starke
Annäherung an eine vollständig aus Gamma-Strich bestehende Matrix. Eine solche Matrix ist verschieden von der erfindungsgemäßen
Matrix, die eine feste Lösung bildet, die mit Gamma-Strich und Karbidfasern verstärkt ist. Wie noch nachstehend gezeigt,
verschiebt ein Gehalt von 8,6 % Al die Zusammensetzung zu einem
Punkt jenseits des eutektischen Punktes und bewirkt die Einführung von primären Gamma-Strich-Dendriten in die Matrix. Daher
bewirkt Al bei etwa 8,6 Gew.-? einen ernsthaften Verlust der Zerreißfestigkeit. Aluminium wird jedoch zur Gamma-Strich-Verfestigung
in der sorgfältig abgestimmten Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung benötigt und es wurde erkannt, daß ein
Anteil von weniger als etwa 2 Gew.-? für diesen Zweck unzureichend ist. In einer bevorzugten Nicke!basisform der vorliegenden Erfindung
sollte die Summe der Gamma-Strich-Bildner Ta, V und Al nicht größer sein als etwa 25 Gew.-?, wenn noch Ta im Bereich
von 3 bis 15 Gew.-? liegt.
Für die Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung wird das Element C benötigt zur Kombination mit Ta oder mit Ta und V
zur Erzeugung der Karbidfasern, welche die Matrix verfestigen. Ein Anteil von weniger als 0,1 Gew.-? C ist unzureichend zur
Bildung der Karbidfaser. Ein Anteil von mehr als etwa 1 Gew.-? C
erzeugt freien Kohlenstoff, da nicht genügend erwünschte Karbidbildner in der vorliegenden Zusammensetzung vorhanden sind, um
mit einem Anteil von mehr als etwa 1 % C zu reagieren. Jedoch
wird ein solcher etwa vorhandener freier Kohlenstoff ausschlacken oder sich in dem Ausscheidungsteil des Gußstückes sammeln, der
benachbart zur Abschreckplatte ist und später von dem gegossenen Gegenstand entfernt wird. Die in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung
vorhandene Menge von C ist abhängig von dem Anteil von Ta und ggf. von V und wird so bemessen, daß sie ausreichend ist
zur Bildung eines Monokarbids eines oder beides dieser Elemente.
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Vorzugsweise wird das Element Molybdän aus der Zusammensetzung weggelassen; es kann jedoch bis zu etwa 3 Gew.-% zugelassen werden.
Wie Nb zeigt es ebenfalls eine Neigung zur Verschlechterung der Karbidfaserstruktur und zur Verminderung der erwünschten
Eigenschaften.
Wolfram 1st ein Element, das in der Zusammensetzung im Bereich
von bis zu etwa 10 Gew.-% enthalten sein kann. Es wirkt hauptsächlich
zur Verfestigung der festen Lösung; es trägt jedoch auch
zu einem gewissen Grad zur Gamma-Strieh-Bildung bei. Bei Anteilen
von mehr als 10 Gew.-# stört es die Karbidfaserbildung. Der be-,
vorzugte Anteil für dieses Element liegt daher im Bereich voh bis zu etwa k % und vorzugsweise im Bereich von 2 bis h % bei
Nickelbasis und bis zu etwa 6 % und vorzugsweise zwischen 1 und
6 % bei Kobaltbasis.
In den Nickelbasisformen der vorliegenden Erfindung kann Nickel durch das Element Co bis zu etwa 10 Gew.-% substituiert werden,
und dieses Element trägt dann zur Löslichkeit bei. In solchen geringeren Anteilen, beispielsweise bis zu etwa 5 Gew.-£ und vorzugsweise
von 2 bis 4 Gew.-%t erhöht Co den Schmelzpunkt. Bei
höheren Anteilen, beispielsweise bei Anteilen von mehr als 10 Gew.-^1 zeigt es jedoch eine Neigung zur Erzeugung von Instabilitäten
der Matrix.
Wie bereits zuvor erwähnt, muß zur Schaffung des Gegenstandes nach der vorliegenden Erfindung die Legierung mit der vorstehend
beschriebenen sorgfältigen Abstimmung der Elemente einsinnig oder in einer Richtung erstarren, um zu gestatten, daß sich in
ihrem Inneren die eutektischen Karbidfasern integral bilden und fest mit der verstärkten Matrix der festen Lösung verbunden sind.
Eine solche einsinnige Erstarrung kann mit einem oder mit mehreren
der vielen Verfahren und Geräte durchgeführt werden, die an sich bekannt sind und ausführlich beschrieben wurden.
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25 994
Bei der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurde eine große Anzahl von Legierungszusammensetzungen ausgewertet und untersucht.
Die nachstehende Tabelle I gibt eine Liste der Zusammensetzung einiger solcher Legierungen. Alle Prozentangaben in dieser
Tabelle und in der übrigen Beschreibung sind in Gew.-%,wenn
nicht anders angegeben. Die Legierungsbeispiele in Tabelle I wurden in Gruppen zusammengefaßt, um eine bessere Bezugnahme
auf die Legierungen in der nachstehenden Erörterung zu ermöglichen
und einen besseren Bezug zu den vergleichenden Daten anderer Tabellen oder Abbildungen der Zeichnungen herzustellen.
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_""; Zusammensetzung (Gew.-%)
Rest Ni und beiläufige Verunreinigungen
Legierung nach
Beispiel Nr. Cr Co W_ Al Ta C Re V Tl Mo _Nb
3 4,7 3,5 3,3 ^,3. 6,6 0,44 0 6,0 -
6 4,6 3,4 3,2 4,2 6,3 0,43 3,2 5,9 - -
9 4,4 3,3 3,1 4,0 6,1 0,41 6,2 5,7 - -
i; 4,1 3,3 3,1 '4,0 12,0 0,77 - - 5,7 -
4 4,7 3,5 3,3 4,3 6,5 0,44 - 6,0 0,84 -
13 4,4 3,3 3,1 5,4 8,1 0,54 6,2 5,6 - - -
14 6,0 3,2 3,0 5,3 7,8 0,53 6,0 5,5 - - -
15 7,8 3,2 3,0 5,3 7,9 0,53 6,0 5,5 - - -
30 4,1 3,5 2,8 5,2 7,8 0,56 5,9 5,3 - - -
9A 4,3 3,2 9,0 3,9 6,0 0,40 3,0 5,5 - - -
19 4,5 3,4- 3,2 4,1 3,2 0,43 6,3 5,8 - - 1,6
20 4,6 3,4 3,2 4,2 0 0,43 6,4 5,8 - - 3,3
8;. 4,5 3,4 3,2 7,2 6,3 0,43 6,3 0 - - -
4,3 3,3 3,0 5,4 9,1 0,606,15,6 - - -
24. 4,43,3 3,1 5,4 11,1 0,54 3,0 5,6 - - -
25 4,4 3,3 3,1 5,4 14,1 0,54 5,6 0 - -
26 4,4 3,3 3,1 6,4 8,1 0,54 6,2 4,0 - - -
27 4,5 3,3 3,2 7,4 8,2 0,55 6,2 2,3 - -
28 4,5 3,4 3,2 8,6 8,3 0,55 6,1 0 - - 9ß
4,4 3,3 3,1 4,0 6,1 0,42 3,1 5,7 - 3,2 -
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-IH-
Proben der in Tabelle I aufgeführten Legierungen wurden in Argon in Aluminiumoxydtiegeln geschmolzen und dann im Kokillenguß in
Formen aus Kupferstäben vergossen. Die Gußstücke aus den Proben wurden mit ebener Front erstarrt, um für die nachfolgende Untersuchung
Proben für die Gegenstände mit einsinniger Erstarrung zu erhalten. Proben für die mechanische Prüfung bezüglich der
Eigenschaften in Längsrichtung wurden aus den Barren parallel zur Wachstumsrichtung durch spanabhebende Bearbeitung hergestellt.
Um die Quereigenschaften zu erhalten, wurden Prüfproben durch elektrische Entladung spanabhebend senkrecht zur Wachstumsrichtung
bearbeitet. Diese Prüflinge wurden dann zwischen Probenhaltern zusammengebaut und die gesamte Anordnung wurde zu einer Form für
Proben für die mechanische Prüfung geschliffen..
Einer der wesentlichen Gesichtspunkte der vorliegenden Erfindung besteht darin, daß das Element Re zugefügt wird, hauptsächlich
zur Verfestigung der Legierungsmatrix. Eine solche Verbesserung der Festigkeit ist besonders deutlich ersichtlich aus den Zerreißfestigkeitseigenschaften
der einsinnig erstarrten Proben, welche aus der Legierungszusammensetzung hergestellt werden. Die
nachstehende Tabelle II zeigt die bemerkenswerte Auswirkung auf die Zerreißfestigkeit durch den Einschluß von Re im Bereich der
vorliegenden Erfindung bei Legierungszusammensetzungen, die sonst im wesentlichen die gleichen sind wie aus Tabelle I ersichtlich.
Die in Tabelle II wiedergegebenen Daten ergaben sich aus der Zerreißfestigkeitsprüfung
in Luft.
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| % Re | Auswirkung von Re | Tabelle II | Lebensdauer | S, A. | Dehnung | PLM | I | |
| 0 | Temp. | (Std,) | ■■{%)■ | (%) | (C=20) | VJl | ||
| Legierung nach | 3,2 | 0C(0P) | auf die Dehnungsbruchdaten | 56,9 | 29,3 | 21,8 | 47,4 | I |
| Beispiel Nr. | 6,2 | 938 (1720) ~ | Spannung | 448,9 | 35,8 | 23,1 | 49,4 | |
| 3 | 0 | 938 (1720) | kg/cm2(ksi) | 860,6 | 39,8 | 15,4 | 50,0 | |
| S 6 | 3,2 | 938 (1720) | 2.100 (30) | 71,3 | 41,6 | 35,5 | 49,4 | |
| CO Q 00 |
6,2 | 982 (1800) | 2.380 (34 ) | 404,7 | 57,7 | 26,6 | 51,9 | |
| Ξ 3 | 1000 (1832) | 2.38O (34) | 408,0 | 50,8 | 21,5 | 51,9 | ||
| ο 6 | 1000 (1832) | 158O (22,5) | ||||||
| σο 9 CD |
I58O (22,5) | |||||||
| O | 1580 (22,5) | |||||||
2425394
Die in den Tabellen verwendeten Bezeichnungen bedeuten im einzelnen:
"ksi" bedeutet 1.000 US-Pfund pro Quadratzoll,
der Ausdruck 11R. A." bedeutet Querschnitts verringerung, und
der Ausdruck "Ptm" bedeutet die an sich bekannte und weithin verwendete
Beziehung für die metallurgische Zerreißfestigkeit, die auch als Larson-Miller-Parameter bekannt ist gemäß der Beziehung
PLM=T (C + Log t) xlO"3, wobei C = 20 ist. Eine ausführliche
Beschreibung der Beziehung wird gegeben in "American Society of Engineers transactions, 1952, Volume 74, Seite 765 - 771. Die
Verwendung eines solchen Parameters gestattet eine große Zahl von Vergleichen zwischen der Lebensdauer für die Zerreißfestigkeit
bei verschiedenen Temperaturen und bei ausgewählten Belastungswerten.
Es ist zu beachten, daß die Daten der Tabelle II zeigen, daß eine beträchtliche Verbesserung in der Zerreißfestigkeit und
der Lebensdauer bei hoher Temperatur erreicht wurde. Diese Verbesserung wurde jedoch nicht auf Kosten der Duktilität erzielt.
Während der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurden die Legierungen 1 und 4 hergestellt, um die Auswirkung von Ti auf
die gegossene Struktur zu untersuchen. Nach der Herstellung und einsinnigen Erstarrung der Legierung 1 wurde aus den Mikroskopaufnahmen
festgestellt, daß die Struktur unbefriedigend war. Sie enthielt nur wenige ausgerichtete Pasern und enthielt vorherrschend
eine dendritische Struktur. Es wurde daher erkannt, daß die für den Gegenstand der vorliegenden Erfindung erwünschte
Verstärkung durch Karbidfasern nicht durch die Legierung 1 erreicht werden konnte. In ähnlicher Weise zeigte eine mikroskopische
Auswertung der Legierung 4, daß die Struktur in der gegossenen Form eine Matrix aus einer festen Lösung mit Gamma-Strich
und gleichachsigen Karbidteilchen war, von denen man weiß, daß sie nicht die erwünschte Struktur von ausgerichteten Karbidfasern
bilden. Daher ist sogar ein Gehalt von lediglich 0,8 % Ti
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nachteilig für die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung.
Die besonders bevorzugte Nickelbasisform der vorliegenden Erfindung
enthält wahlweise die Elemente Co, W und V zusammen mit
den anderen benötigten Elementen. Typisch für eine solche bebevorzugte
stimmte/Form isz das Legierungsbeispiel 13, das zu einer gründlicheren
Auswertung ausgewählt wurde, wie sie nicht nur durch die Daten der Tabelle III sondern auch durch die in den Abbildungen
gezeigten Vergleichsdaten dargestellt wird. Wie aus der Tabelle III ersichtlich, sind die Zerreißfestigkeitseigenschaften
der Legierung nach Beispiel 13 besser als andere Formen der Legierung der vorliegenden Erfindung, die hier wiedergegeben
sind, und sind in bemerkenswerter Weise besser als bekannte Legierungen
oder gegossene Gegenstände eines ähnlichen Typs wie die Legierung oder die Gegenstände nach der Erfindung .
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| Legierung nach | 982 | Temp. | Spannung | "Lebensdauer | ρ |
| Beispiel Nr. | 982 | 0C(0P) | kg/cm2(ksi) | (Std.) | (C=20) |
| 13 | 982 | (1800) | 2.800 (40) | 158,0 | 50,3 |
| 14 | 982 | (I8OO) | 2.800 (40) | 98,1 | 49,7 |
| 15 | 982 | (1800) | 2.800 (40) | 54,5 | 49,1 |
| 19 | 963 | (1800) | 3.150 (45) | 3,5 | 46,5 |
| 20 | 963 | (1800) | 3,150 (45) | 2,7 | 46,2 |
| 18 | 963 | (1765) | 3.5OO (50) | 19,0 | 47,4 |
| 21 | 963 | (1765) | 3.5OO (50) | 74,8 | 48,7 |
| 24 | 963 | (1765) | 3.5OO (50) | 50,3 | 48,3 |
| 25 | 963 | (1765) | 3.5OO (50) | 14,3 | 47,1 |
| 26 | 963 | (1765) | 3.500 (50) | 55,4 | 48,4 |
| 27 | (1765) | 3.500 (50) | 23,3 | 47,6 | |
| 28 | (1765) | 3.5OO (50) | 2,1 | 45,3 | |
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■■- 19 -
Der Vergleich der Daten in Tabelle III für die Legierungsbeispiele
13, 14 und 15 zeigt hauptsächlich die Auswirkung der Vergrößerung
des Gehaltes an Cr auf die Festigkeit der Legierung. Bei etwa 8 % Cr wird die Festigkeit so vermindert, daß sie mit
einer Annäherung an die Festigkeit einer gewöhnlichen guten Superlegierung
ohne Verstärkung durch Karbidfasern beginnt. Auf der Basis einer Auswertung dieser und ähnlicher Legierungen wurde
gemäß der vorliegenden Erfindung der Bereich für Cr auf 3 % bis
weniger als 10 % und vorzugsweise auf 3 bis 8 % Cr und insbesondere
auf 3 bis S- % Cr bestimmt.
Die Auswirkung yon Nb wird durch die Beispiele 19 und 20 ge- zeigt.
Dabei ist ersichtlich, daß sogar ein so geringer Anteil wie 1,6 % Nb in einer direkten äquivalenten Substitution für Ta ohne
andere Angleichung in der Zusammensetzung zur Aufnahme von Nb zu
einer bemerkenswerten Verminderung der Zerreißfestigkeitslebensdauer führt . Daher schließt die bevorzugte Form der vorliegenden
Erfindung Nb aus der Zusammensetzung aus.
Die. Beispiele 18, 21 und 21J bis 28 zeigen die Auswirkung verschiedener
Gehalte an Al und V zusammen mit einer Änderung in dem Gehalt von TaC. Beispielsweise zeigt der Vergleich der Beispiele
18 und 28, daß bei einem Gehalt von 8,6 % Al zuviel Aluminium
vorhanden ist und daher die Nickelbasislegierung jenseits
des eutektischen Punktes verschoben wird und primäre Gamma-Strich- -Dendriten in die Matrix eingeführt werden. Dies wurde aus der
Untersuchung der Mikroskopaufnahmen festgestellt. Dieser Vergleich zusammen mit einer Einschätzung des Beispiels 27, das
gute Festigkeitseigenschaften besitzt und im Rahmen der vorliegenden
Erfindung liegt, weist daraufhin, daß dermaximal zulässige Aluminiumgehalt im Rahmen der Nickelbasisform der vor-»
liegenden Erfindung bei einem Punkt zwischen 7,4 % und weniger
als 8,6 % liegt. Anhand dieser Erwägungen wurde für die vorliegende
Erfindung der Aluminiumgehalt mit weniger als 8,6 % und vorzugsweise im Bereich von etwa 4 bis 7 % festgelegt.
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. - 20 -
Der Vergleich der Beispiele 26 und 27 zeigt, daß eine Substitution
von V durch Al zu einem geringen Verlust in den Zerreißfestigkeitseigenschaften
führt. Er ergab sich jedoch eine Verbesserung in der Oxydationsbeständigkeit. Daher kann die Legierungszusammensetzung
im Rahmen der vorliegenden Erfindung gemäß dem beabsichtigten Anwendungsfall ausgewählt und abgestimmt werden.
Wie bereits zuvor festgestellt und durch die Daten in Tabelle III angedeutet, stellt das Beispiel 13 eine der bestimmten bevorzugten
Formen der vorliegenden Erfindung dar. Proben eines Gegenstandes, aus dieser Legierungsform wurden zur Auswertung und
Untersuchung in verschiedenen Prüfungen bezüglich der Zerreißfestigkeit und der Belastung vorbereitet und zwar sowohl in Längsrichtung
als auch in Querrichtung bezüglich der einsinnig erstarrten Struktur. Der Vergleich der Prüfdaten für das Beispiel
13 mit solchen Daten für die stärksten durch TaC-Fasern verstärkten
Strukturen und mit den besten aus Veröffentlichungen bekannten gleichachsig gegossenen Superlegierungen ist in den Fig. 1,
2 und 3 gezeigt. Diese Abbildungen zeigen einen Vergleich der Zerreißfestigleit in Längsrichtung und Querrichtung, der Bruchfestigkeit
in Längsrichtung und Querrichtung und der 0,2 % Dehaungsfestigkeit in Längsrichtung und Querrichtung und zwar
für die einsinnig erstarrten TaC-Strukturen und für die gleichen
Eigenschaften für die gewöhnliche gegossene Superlegierung. Die Legierung C in den Abbildungen besaß die Form einer einsinnig
erstarrten Struktur der Zusammensetzung, welche nominell folgende
Anteile in Gew.-% besaß:
9,5 % Ni, 15,7 % Cr, 3,0 % W, 12,0 % Ta, 0,77 % C mit Rest im
wesentlichen Kobalt und beiläufige Verunreinigungen. Die Legierung
R wird auch manchmal als Legierung Rene 120 bezeichnet und war eine gewöhnliche Superlegierung mit gleichaGhsiger
Struktur und bestand nominell aus folgender Zusammensetzung in Gew.-%: 0,17 % C, 9 % Cr, 4 % Ti, 0,015 % B, 4,3 % Al, 7 % W,
2 % Mo, 10 % Co, 3,8 % Ta, 0,08 % Zr mit Rest im wesentlichen
Nickel und beiläufige Verunreinigungen. Die Betrachtung der in den Abbildungen dargestellten Daten zeigt deutlich den Vorteil
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- 21 der vorliegenden Erfindung,dargestellt durch das Beispiel 13.
Während der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurden neben NickelbasisIegierungen auch Kobaltbasisformen untersucht. Die
folgenden Tabellen IV und V enthalten eine Liste der Zusammensetzung
und der Zerreißfestigkeitseigenschaften von zwei solchen Legierungen, welche in dem breiten Bereich von bis zu 20 % Cr,"
5 bis 20 % Ni, bis zu 8 % W, 7 bis 10 % Ta, 0,5 bis 1,3 % C und
2 bis 9 % Re in einer Kobaltbasis untersucht wurden. Wie im Falle
der Legierungsform auf Nickelbasis wurden die Proben durch einsinnig gerichtete Erstarrung hergestellt.
| Co und | ; IV | W | Verunreinigungen | 2 5 |
Re | |
| Cr |
ru ru
to to VO VO |
Ta C |
to to
OO VO |
|||
| Tabelle | 15,3 14,8 |
in Gew.-% | 11,6 0,75 11,3 0,73 |
|||
| Zusammensetzung | beiläufige | |||||
| Rest | Ni | |||||
| Legierung nach Beispiel Nr. |
VO VO
to to O IU |
|||||
| C- 3 C -6 |
| Legierung nach | Temp.. | Spannung | ρ |
| Beispiel Nr. | C(F) | kg/cm (ksi) | (C=20,1 |
| C - 3 | 871(1600) | 3500(50) | 40,6 |
| 899(1650) | 2975(42,5) | 42,3 | |
| 971(1780.) | 2520(36) | 46,3 | |
| 1082(1980) | 1750(25) | 50,0 | |
| C - 6 | 871(1600) | 3500(50) | 42,3 |
| 899(1650) | 2975(42,5) | 45,1 | |
| 971(1780) | 2520(36) | 48,3 | |
| 1082(1980) | 1750(25) | 52,2 |
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Da die Kobaltbasislegierungen des Typs, auf den sich die vorliegende
Erfindung bezieht, nicht durch Gamma-Strich verfestigt
sind, sind sie vollständig von der Lösungsverfestigung im Innern der Matrix abhängig . In der vorliegenden Erfindung werden die
hohen Festigkeitseigenscnaften erreicht durch die Kombination der verbesserten Matrixfestigkeit durch die Anwesenheit von Re und
durch die Verstärkungsverfestigung aus den ausgerichteten Karbidfasern, überwiegend TaC. Die Zusammensetzung wird insbesondere
in dem bevorzugten Bereich von 10 bis 16 % Cr, 7 bis 15 % Ni, 1 bis 6 % W, 10 bis 15 % Ta, 0,7 bis 1 % C und 2 bis 6 % Re
in der Kobaltbasis so ausgewählt, daß eine nachteilige Wechselwirkung zwischen der Matrix und den ausgerichteten Pasern vermieden
wird und eine Matrixstabilität gewährleistet ist, beispielsweise durch Vermeidung einer allotropischen umwandlung.
Vorstehend wurde die Erfindung in Verbindung mit bestimmten Beispielen
und Ausführungsformen beschrieben. Der Fachmann auf dem
Gebiete der Metallurgie wird jedoch erkennen, daß die Erfindung, welche die in Einfügung von Re und Begrenzung von TI in einer
SuperIegierungsmatrlx enthält, welche noch weiterhin durch ausgerichtete
Karbidfasern verstärkbar ist, innerhalb ihres Rahmens mit einem weiten Bereich von Abwandlungen angewendet werden kann.
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Claims (9)
1. Herstellungsgegenstand mit einer verbesserten Kombination der Stabilitäts- und Hochtemperatureigenschaften, der einen gleichsinnig
erstarrten anisotropenmetallischen Verbundkörper enthält, d -a d u r c h gekennzeichnet , daß
er umfaßt:
eine Matrix aus einer Superlegierung auf Nickelbasis oder Kobaltbasis, die in Gew.-% mindestens 2 % Re, weniger als
0,8 % Ti und 0,1 bis 1,3 ■% C enthält, wobei die Matrix eine
feste Lösung ist/und
eine ausgerichtete, eutektische, verstärkende Phase aus Karbidfasern,
die in die Matrix eingebettet sind, und aus Ta, V, V/, deren Legierungen und Gemischen bestehen.
2. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch
g e k e η η ζ e lehnet , daß die eutektische verstärkende
Phase aus Karbidfasern überwiegend aus TaC besteht.
3. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch
g e k e η η ζ e i c h η e t , daß die Superlegierung eine
solche Legierung auf Nickelbasis ist und in Gew.-% 3 bis
weniger-als 10 % Cr, 2 bis weniger als 8 % Al, weniger als
0,8 % Ti, 3 bis 15 % Ta, 0,1 bis 1 % C, mindestens 2 % Re,
bis zu 10 % Co, bis zu 10' % W, bis zu 10 % V, bis zu 3Ϊ Mo
und weniger als 3 % Nb enthält.
4. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 3* dadurch
g e k en nzeichnet , daß die Superlegierung in
Gew.-& 3 bis 8 % Cr, H bis 7 % Al, weniger als 0,8 % Ti, »
5 bis 11 % Ta, 0,4 bis 0,8 % C, 2 bis 7 % Re, bis zu 5 % Co,
bis zu 4 IW, 2 bis 7 Ä.V, mit Rest Nickel und beiläufigen
Verunreinigungen enthält.
AO9881/0860
5. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 4, dadurch
gekennzeichnet , daß die eutektische verstärkende Phase aus Karbidfasern überwiegend TaVC ist.
6. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 4, dadurch
gekennzeichnet , daß die Superlegierung in Gew.-% besteht aus: 3,6 % Cr, 4 bis 7 % Al, weniger als 0,8 % '
Ti, 7 bis 11 % Ta, 0,5 bis 0,7#|c, 5 bis 7 Z Re, 2 bis 4 Ji Co,
2 bis 4 2 W, 4 bis 7 Ji V mit Rest Nickel und beiläufigen
Verunreinigungen.
7. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß die Superlegierung eine
solche Legierung auf Kobaltbasis ist und in Gew.-? umfaßt:
bis zu 20 % Cr, 5 bis 20 % Ni, bis zu 8 % W, 7 bis 20 % Ta,
0,5 bis 1,3 Ji C und 2 bis 9 % Re.
8. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet , daß die Superlegierung in
Gew.-% besteht aus: 10 bis 16 % Cr, 7 bis 15 Ji Ni, 1 bis 6% W,
10 bis 15 Si Ta, 0,7 bis 1 Ji C, 2 bis 6 Ji Re, Rest Kobalt
und beiläufige Verunreinigungen.
9. Herstellungsgegenstand nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet , daß die Superlegierung in
Gew.-JS besteht aus: 14 bis 16 Ji Cr, 9 bis 10 % Ni, 2 bis k% W,
11 bis 12 % Ta, 0,7 bis 0,8 Ji C, 2 bis 6 Ji Re mit Rest Co
und beiläufige Verunreinigungen.
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Le e rs e i te
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|---|---|---|---|
| US366047A US3904402A (en) | 1973-06-01 | 1973-06-01 | Composite eutectic alloy and article |
Publications (2)
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|---|---|
| DE2425994A1 true DE2425994A1 (de) | 1975-01-02 |
| DE2425994C2 DE2425994C2 (de) | 1985-12-05 |
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ID=23441454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| DE2425994A Expired DE2425994C2 (de) | 1973-06-01 | 1974-05-30 | Werkstoff mit gerichteter faserförmiger Ausbildung des Tantal- und/oder Vanadiumkarbids |
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Families Citing this family (22)
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