DE2442532A1

DE2442532A1 - Verfahren zum waermebehandeln einer nickel-chrom-kobalt-gusslegierung

Info

Publication number: DE2442532A1
Application number: DE2442532A
Authority: DE
Inventors: Stuart Walter Ker Shaw
Original assignee: Inco Ltd
Current assignee: Inco Ltd
Priority date: 1973-09-06
Filing date: 1974-09-05
Publication date: 1975-03-13
Also published as: FR2243270B1; FR2243270A1; GB1417474A; CA1015250A; US3898109A

Description

Dipl.-Ing. H. Sauenland ■ Dr.-Ing. Π. König ■ Dipl.-Ing. K. Bergen

Patentanwälte ■ 4000 Düsseldorf 30 ■ Cecilienallee 76 · Telefon 43373a

4. September 1974 29 711 K

International Nickel Limited, Thames House, Millbank, London« S.W. 1, Großbritannien

"Verfahren zum Färmebehandeln einer Nickel-Chrom-Kobalt-Gußlegierung" """'■■

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Wärmebehandeln einer hitzebeständigen Nickel-Chrom-Kobalt-Gußlegierung durch Lösungsglühen, Zwischenglühen und Aushärten«,

Aus der deutschen Offenlegungsschrift 2 216 626 ist eine Nikkel-Chrom-Kobalt-Gußlegierung mit 0,02 bis 0,25% Kohlenstoff, 20 bis 25% Chrom, 5 bis 25% Kobalt, bis 3,5% Molybdän und/ oder bis 5% Wolfram bei einem Gesamtgehalt an Wolfram und dem halben Molybdängehalt von 0,5 bis 5%, 1,7 bis 5% Titan, 1 bis 4% Aluminium bei einem- Gesamtgehalt an Aluminium und Titan von 4 bis 7% und von höchstens 6% bei wolframfreien Legierungen sowie einem Verhältnis von Titan zu Aluminium von 0,75:1 bis 4:1, 0,5 bis 3% Tantal, 0 bis 3% Niob, 0,005 bis 1% Zirkonium und 0 bis 1,99% Hafnium bei einem Gesamtgehalt an Zirkonium und dem halben Hafniumgehalt von 0,01 bis 1%, 0,001 bis. 0,05% Bor und 0 bis 0,2% Yttrium und/oder Lanthan, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mindestens 30% Nickel.

Um eine hohe Zeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen zu erreichen, muß die vorerwähnte Legierung nach dem Gießen lögungs-

sg ■

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geglüht und ausgehärtet werden,, In der vorerwähnten Offenlegungsschrift werden verschiedene Wärmebehandlungen beschrieben, beispielsweise ein ein- bis zehnstündiges Lösungsglühen bei 1050 bis 1250⁰C mit anschließendem einbis vierundzwanzigstündigen Aushärten bei 600 bis 95O⁰C oder ein ein- bis zwanzigstündiges Lösungsglühen bei 1050 bis 1250⁰C mit einem ein- bis sechzehnstündigen Zwischenglühen bei 800 bis 1150⁰C und einem abschließenden ein- bis vierundzwanzigstündigen Aushärten bei 600 bis 950⁰C oder ein sechzehnstündiges Lösungsglühen bei 1200⁰C, ein zwei bis vierstündiges Zwischenglühen bei 1100 bis 1150⁰C und ein sechzehnstündiges Aushärten bei 800⁰C jeweils mit Luftabkühlung.

Für zahlreiche Verwendungszwecke, beispielsweise Gasturbinenleitschaufeln, Läuferschaufeln und einstückige Rotoren kleiner Gasturbinen, beispielsweise für Kraftfahrzeuge, Hilfsmaschinen für die Luftfahrt oder den Schiffbau sowie Turbogebläse für Dieselmotoren muß die Gußlegierung nicht nur eine hohe Zeitstandfestigkeit bei sehr hohen Temperaturen von beispielsweise 927⁰C oder auch 980⁰C besitzen, sondern gleichzeitig auch eine hohe Zeitstandfestigkeit und Duktilität bzw. Bruchdehnung bei einer Zwischentemperatur von 816⁰C. Es ist bekannt, daß die Duktilität einer Legierung mit Erhöhung der Zeitstandfestigkeit durch geringfügige Änderungen der Zusammensetzung im allgemeinen abnimmt; so zeigt die Legierung der Tabelle II in der vorerwähnten Offenlegungsschrift, daß die Legierungen mit höherer Warmfestigkeit und einem Gesamtgehalt an Niob, Aluminium und dem halben Tantalgehalt von 6,7 bis 7,7 bei 816⁰C und einer Belastung von 28 cb im allgemeinen eine Bruchdehnung unter etwa k-% besitzen.

Die betreffenden Versuche wurden an Proben durchgeführt, die

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vier Stunden bei 115O⁰C geglüht, an Luft abgekühlt, anschließend bei 850⁰C ausgehärtet und wiederum an Luft abgekühlt wurden. Eine geringfügige Verbesserung der Duktil ität läßt sich mit dem vorerwähniren ein- bis sechzehnstündigen Zwischenglühen bei 800 bis 115O⁰C err ei-chen₀

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die Zeitstandfestigkeit und Duktilität bzw. Zeitbruchdehnung der bekannten Legierung bei 816⁰C wesentlich zu verbessern. Die Lösung dieser Aufgabe basiert auf dem Gedanken, die Legierung zwischen dem Lösungsglühen und dem Aushärten zweistufig bei bestimmten kritischen Temperaturen zwischenzuglühen. Im einzelnen besteht die Erfindung darin, daß die erwähnte Legierung zwei bis sechzehn Stunden bei einer Temperatur von 1120 bis 120O⁰C lösungsgegluht und anschliessend zwei bis zehn Stunden bei 970 bis 103O⁰C sowie acht bis achtundvierzig Stunden bei 870 bis 93O⁰C zwischengeglüht und schließlich acht bis achtundvierzig Stunden bei 600 bis 800⁰C ausgehärtet wird. Vorzugsweise beträgt die Temperatur des Lösungsglühens höchstens etwa 1180⁰C.

Die Legierung kann nach jedem Glühen mit beliebiger Abkühlungsgeschwindigkeit beispielsweise an Luft abgekühlt werden, wenngleich ein Abschrecken beispielsweise mit Pressluft auf Raumtemperatur vorzuziehen ist.

Als besonders günstig hat sich ein vierstündiges Lösungsglühen bei 1150⁰C, ein sechsstündiges Zwischenglühen bei 1000⁰C und ein vierundzwanzigstündiges Zwischenglühen bei 900⁰C sowie ein sechzehnstündiges Aushärten bei 700⁰C jeweils mit Luftabkühlung bewährt.

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Im Gußzustand besitzt die Legierung ein dendritisches Kerngefüge mit einer feindispersen primären Gamma-Phase aus Ni, (Al . Ti) in den Dendriten und länglichen unregelmäßigen Karbidausscheidungen des Typs MC in den Zonen zwischen den Dendriten,- Das erfindungsgemäße Lösungsglühen bewirkt ein Homogenisieren des Gefüges und ein Lösen der primären Gamma-Phase, die bei einem vierstündigen Lösungsglühen bei 115O⁰C völlig in Lösung geht₀ Bei dem zwei- bis zehnstündigen Zwischenglühen bei 970 bis 1030⁰C, insbesondere bei einem sechsstündigen Zwischenglühen bei 1000⁰C scheidet sich die primäre Gamma-Phase über das gesamte Gefüge aus und ergibt sich eine feindisperse Verteilung der erwähnten Karbide an den Korngrenzen. Das zweite, acht- bis achtundvierzigstündige Zwischenglühen bei 870 bis 93O⁰C, insbesondere ein vierundzwanzigstündiges Zwischenglühen bei 900 C, führt zum Ausscheiden von Karbiden des Typs M₂,Cg an den Korngrenzen als diskrete Phase, da die MC-Karbide durch das voraufgehende Zwischenglühen bereits ausgeschieden wurden,, Schließlich bewirkt das acht- bis achtundvierzigstündige Aushärten bei 600 bis 800⁰C, insbesondere ein sechzehnstündiges Aushärten bei 700⁰C ein weiteres Ausscheiden der M₂,Cg-Karbide und der primären Gamma-Phase sowie ein abschließendes Stabilisieren des Gefüges, Mithin ist das Gefüge der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wärmebehandelten Legierung durch diskrete Mp-Xg-Karbide an den Korngrenzen ohne ein merkbares zusätzliches Ausscheiden und Auftreten primärer Gamma-Phase in den benachbarten Zonen gekennzeichnet.

Die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften infolge des erfindungsgemäßen vierstufigen Glühens ist insofern überraschend, als bei Versuchen festgestellt werden konnte, daß ein zweifaches vierstufiges Glühen nach der britischen Patentschrift

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1 248 492 bei Nickel-Chrom-Kobalt-Legierungen entweder die Zeitstandfestigkeit oder
kern Maße beeinträchtigt.

ZeitStandfestigkeit oder die Duktilität bei 816⁰C in star-

Es ist anzunehmen, daß die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch die diskreten Karbide an den Korngrenzen bedingt ist₀ Bilden die Karbide dagegen einen zusammenhängenden oder gestreckten Gefügebestandteil an den Korngrenzen, dann ergeben sich eine merkbare Versprödung bzw. geringe Duktilität und geringe Standzeit,, Die diskreten Korngrenzenkarbide verbessern dagegen die Zähigkeit und demzufolge auch die Zeitstandfestigkeit der Legierung.'

Es ist bekannt, daß bei den höherwertigen Nickel-Chrom-Legierungen mit höchster Kriechfestigkeit bei bestimmten Chromgehalten nach langzeitiger Belastung bei Temperaturen von 800 bis 870⁰C im Gefüge zur Versprödung führende Sigma-Phase auftreten kann, wenn diese Legierungen einen geringen Überschuß an härtenden Elementen enthalten. Dies gilt auch für die in Rede stehende Legierung, weswegen zwecks Unterdrückung der Sigma-Versprödung bei langzeitiger Beanspruchung in dem vorerwähnten Temperaturbereich der Gesamtgehalt an Niob, Titan, Aluminium und dem halben Tantalgehalt 7,7%» äer Chromgehalt 23,5% und. der Gesamtgehalt an Wolfram und dem halben Molybdähngehalt 2,5% nicht übersteigen dürfen.

Die besonderen Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens ergaben sich bei Vergleichsversuchen mit der im Vakuum erschmolzenen Legierung 24 der deutschen Offenlegungsschrift 2 216 aus 23% Chrom, 15% Kobalt, 2% Wolfram, 1% Niob, 1,4% Tantal, 3,5% Titan, 1,9% Aluminium, 0,15% Kohlenstoff, 0,1% Zirkonium und 0,01·· Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Ver-

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unreinigungen Nickel. Bei diesen Versuchen wurden aus Gußkeilen spanabhebend Proben herausgearbeitet und in unterschiedlicher Weise wärmebehandelt, um die Zeitstandfestigkeit bei 816⁰C und einer Belastung von 276 N/W¹ sowie die Zugfestigkeit bei Raumtemperatur zu ermitteln. Die Proben wurden nach jeder Glühstufe an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Daten der betreffenden Versuche sind in der nachfolgenden Tabelle I zusammengestellt,

Tabelle I

Wärm eb ehandlung

Standzeit

Dehnung Zugfestig-Dehnung keit

(N/mm²)

A 4h/i15O°C+6h/iOOO°C

+24h/900°C+i6h/700°C 1572

B 4h/i15O°C+24h/9OO^QC 1290 +I6h/7OO°C 1327

C 4h/i15O°C+6h/iOOO°C

+I6h/7OO°C 1358

D 4h/i150°C+i6h/850°C

E 4h/ii63°C+4h/i080^C +24h/927°C+16h/760°C

F 4h/i177°C+4h/iO8O°C +24h/843°C+16h/760°C

430

907

8.8

5.2
5.8

4_O4

941

897 903

942

8,5 .922 2.6 1030

3.7

1.0 0.8

2.2

C	1336	3.	4	1010	4_O	3
	1399	4.	0	1020	2.	9
C

1.1

1.2

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Die Wärmebehandlung A fällt unter die Erfindung, während die Wärmebehandlungen B bis F außerhalb der Erfindung liegen,, So fehlt bei den Verfahren gemäß B und C entsprechend der Lehre der deutschen Offenlegungsschrift 2 216 626 jeweils ein Zwischenglühen, während die Verfahren E und F dem zweimaligen vierstufigen Glühen der britischen Patentschrift 1 248 492 entsprechen. Die Daten der Tabelle I zeigen, daß ein Glühen gemäß A eine optimale Kombination des Zeitstandverhaltens und der Zugdehnung ergibt, da die Zeitstandduktilität mehr als das Doppelte der mit dem Verfahren gemäß D erzielbaren Werte beträgt und die Standzeit um 20% höher liegt«, Wenngleich die Verfahren gemäß B und C eine gewisse Verbesserung der Zeitstandduktilität ergaben, blieben sie doch ohne merkliche Wirkung auf die Standzeit und bewirkten im Vergleich mit dem Verfahren D eine Beeinträchtigung der Zugdehnung.

Die bekannten vierstufigen Verfahren E und F beeinträchtigen die Standzeit bei 816⁰C und die Zugdehnung im Vergleich mit den Verfahren A und D. Die beiden vierstufigen Verfahren E und F ergaben dagegen eine sehr starke Beeinträchtigung der Standzeit und Zugdehnung im Vergleich mit dem Verfahren D und selbstverständlich auch mit dem Verfahren A. Zwar führte das Verfahren G zu einer guten Zeitbruchdehnung; dies jedoch auf Kosten der Standzeit. ·

Besonders gute Ergebnisse lassen sich erzielen, wenn die Legierung 22,2 bis 22,8% Chrom, 18,5 bis 19,5% Kobalt, 1,8 bis 2,2% Wolfram, 0,9 bis 1,1% Niob, 1,3 bis 1,5% Tantal, 3,6 bis 3,8% Titan, 1,8 bis 2,0% Aluminium, 0,13 Ms 0,17% Kohlenstoff, 0,04 bis 0,12% Zirkonium und 0,004 bis 0,012% Bor, Rest Nickel enthält.

In der nachfolgenden Tabelle II sind die Daten zweier Versuche unter Verwendung einer Legierung mit22,7% Chrom, 19% Ko-

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bait, 2% Wolfram, 1% Niob, 1,4% Tantal, 3,7% Titan, 1, Aluminium, 0,15% Kohlenstoff, 0,1% Zirkonium, 0,01% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Nickel zusammengestellt. Diese Legierung besitzt eine höhere ZeitStandfestigkeit als die den Versuchen der Tabelle I zugrundeliegende Legierung, weswegen die Standzeit bei gleicher Temperatur unter einer Belastung von 310 N/mm sowie bei 927⁰C unter einer Belastung von 120 N/mm* ermittelt wurde.

	ι	Tabelle	II	(h)	ι OjC ι I VQ J	Zugfestig-Dehnung keit	3.	ί)
	Belastung			1101	9.4	(N/mm²)	3.	0
	(N/mm²)	Tempera-Standzeit Dehnung tür	800	8.0	950	0.	8
	310	(⁰C)	915	2.8	965	0.	5
A	120	816	817	8.1	846	7
	310	927		875
D	120	816
		927

Die Daten der Tabelle II zeigen, daß die Standzeit und Dehnung bei 816°C sowie die Raumtemperaturdehnung nach der Wärmebehandlung A im Gegensatz zur Färmebehandlung D ganz wesentlich höher liegen, während das Zeitstandverhalten bei 927°C im wesentlichen gleich ist.

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Das erfindungsgemäße Verfahren ergibt im allgemeinen 816 C und einer Belastung von 2?6 F/mm eine Standzeit von mindestens 1400 Stunden und insbesondere von über 1500 Stunden sowie eine Zeitbruchdehnung, über 5%, beispielsweise von 7%- Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich daher besonders als Wärmebehandlung für Gasturbinenteile.

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Claims

International Nickel Limited, Thames House, Millbank,

London, S₀W. 1, Großbritannien

Patentansprüche :

1. Verfahren zum. Wärmebehandeln" einer Nickel-Chrom-Kobalt-Gußlegierung mit 0,02 bis 0,25% Kohlenstoff, 20 bis 25% Chrom, 5 bis 25% Kobalt, bis 3,5% Molybdän und/oder bis 5% Wolfram bei einem Gesamtgehalt von Wolfram und dem halben Molybdängehalt von 0,5 bis 5%, 1,7 bis 5% Titan und 1 bis 4% Aluminium bei einem Gesamtgehalt an Aluminium und Titan von 4 bis 7% und von höchstens 6% in Abwesenheit von Wolfram sowie bei einem Verhältnis von Titan zu Aluminium von 0,75:1 bis 4:1, 0,5 bis 3% Tantal, 0 bis 3% Niob, 0,005 bis 1% Zirkonium und 0 bis 1,99% Hafnium bei einem Gesamtgehalt an Zirkonium und dem halben Hafniumgehalt von 0,01 bis 1%, 0,001 bis 0,05% Bor, 0 bis 0,2% Yttrium und/ider Lanthan, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen mindestens 30% Nickel, durch Lösungsglühen, Zwischenglühen und Aushärten, gekennzeichnet durch ein zwei bis sechzehnstündiges Lösungsglühen bei 1120 bis 1200⁰C, ein zwei- bis zehnstündiges Zwischenglühen bei 970 "bis 1030⁰C, ein achtbis achtundvierzlgstündiges Zwischenglühen bei 870 bis 930⁰C sowie ein acht- bis achtundvierzlgstündiges Aushärten bei bis 800⁰C₀

2p Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch ein Lösungsglühen bei höchstens 1180⁰C.

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3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, g e, k ,e η η,ζ ,e; i c h net durch ein vierstündiges -iiöißungsglühen bei 1150⁰C, ein sechsstündiges Zwischenglühen bei 1000⁰C, ein vierundzwanzigstündiges Zwischenglühen bei 900⁰C und ein sechzehnstündiges Aushärten bei 700⁰C jeweils mit Luftabkühlungc -

4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch die Verwendung einer Legierung mit 0,13 bis 0,17% Kohlenstoff, 22,2 bis 22,8% Chrom, 18,5 bis 19,5% Kobalt, 1,8 bis 2,2% Wolfram, 3,6 bis 3,8% Titan, 1,8 bis 2,0% Aluminium, 1,3 bis 1,5% Tantal, 0,9 bis 1,1% Niob, 0,04 bis 0,12% Zirkonium und 0,004 bis 0,12% Bor.

5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch die Verwendung einer Legierung mit einem Gesamtgehalt an Niob, Titan, Aluminium und dem halben Tantalgehalt von höchstens 7,7%, einem Chromgehalt von höchstens 23,5% und einem Gesamtgehalt an Wolfram und dem halben Molybdängehalt von höchstens 2,5%.

' ORIGINAL INSPECTED

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