DE2458540A1

DE2458540A1 - Gegossener artikel aus einer superlegierung auf nickelbasis

Info

Publication number: DE2458540A1
Application number: DE19742458540
Authority: DE
Inventors: Russell Wayne Smashey; Carl Stephen Wukusick
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1973-12-18
Filing date: 1974-12-11
Publication date: 1975-06-19
Also published as: CA1053482A; FR2254651A1; IT1027700B; BE823437A; JPS5095122A; FR2254651B1; GB1473134A; US3887363A

Description

Gegossener Artikel aus einer Superlegierung auf Nickelbasis

Die vorliegende Erfindung betrifft Superlegierungen auf Nickelbasis und gegossene Artikel mit einer ausgerichteten dentritischen Zellstruktur, z.B. als Ergebnis einer gerichteten Erstarrung.

Kürzliche Anstrengungen bei der Entwicklung von Superlegierungen auf Nickelbasis und Artikeln aus solchen Legierungen zur Anwendung unter belastenden Betriebsbedingungen, wie sie in Gasturbinen auftreten, schlossen auch eutektische Verbundstofflegierungen ein. Solche Legierungen enthalten verstärkende Karbid-Bestandteile, wie Pasern, die während der Erstarrung der Legierung an Ort und Stelle gebildet werden können. Eine Form einer solchen bereits angewendeten Erstarrung wird allgemein als gerichtete Erstarrung bezeichnet,

Die Schaffung solcher Karbid-verstärkter Legierungen erfordert offensichtlich die Zugabe des Elementes Kohlenstoff. Während der Untersuchung solcher Legierungen wurde jedoch festgestellt, daß eine nachteilige Wechselwirkung an Grenzfläche zwischen dem Karbid und der Matrix auftreten kann. Darüber hinaus können Karbide einen Ausgangspunkt für die Bildung von Rissen bilden.

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Es wurde festgestellt, daß der die ^'-Bildung begünstigende Anteil Ti bei Einbeziehung in eine Superlegierungsstruktur auf Nickelbasis die beginnende Schmelztemperatur der Legierung senkt und dazu neigt, die Bildung einer eutektischen Phase zu verstärken. z.B. des ^V^Eutektikums. Mit Ti liegt die beginnende Schmelztemperatur bei etwa 123O°C(entsprechend 2 ⁰

Die vorliegende Erfindung schafft in einer Ausführungsform einen gegossenen Artikel aus einer Superlegierung auf Nickebasis, dessen MikroStruktur ausgerichtete Zellulardentrite umfaßt und der weiter charakterisiert ist durch eine im wesentlichen vollständige Abwesenheit der nachteiligen NiAl-Phase, Kohlenstoff, Karbide und Ti. Die mit der vorliegenden Erfindung verbundene Superlegierung besteht in Atom-# im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen: 4-11 Cr, 5-16 Al, mindestens 0,5 Re₃ bis zu 10 V, bis zu 15 Co, bis zu 5 Ta, bis zu 5 W, bis zu 1'.Mo, bis zu 2,5 Mn, bis zu 2,5 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen. Solche zufälligen Verunreinigungen können Ti in einer Menge von weniger als 1 und C in einer Menge von weniger als 0,1 Atom-# enthalten, was in Gew.-56 weniger als 0,017 ausmacht. Es ist auch bevorzugt, die Elemente Zr und B aus der Zusammensetzung fernzuhalten, wobei ihre Anwesenheit begrenzt ist auf solche Mengen, die sich aus der normalen Aufnahme von Streuelementen während des Schmelzens und Gießens ergeben, z.B. bis zu etwa 0,03 Gew.-% Zr und 0,01 Gew.-? B.

In Gew.-Ϊ ausgedrückt, enthält die im Rahmen der vorliegenden Erfindung eingesetzte Legierung die Bestandteile im wesentlichen in folgenden Mengen: 3,5-10 Cr; 2,2-7,2 Al; mindestens 1,5 Re; bis zu 8,5 V; bis zu 15 je von Co, Ta und W; bis zu 1,5 Mo; bis zu 2,5 Mn; bis zu 4,5 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

In einer bevorzugten Ausführungsform besteht die Legierung im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Atom-SS: 3-8 Co, 4-9 Cr, 8-14 Al, 1-4 Ta, 1-7 V, 0,5-5 Re, bis zu 2 W, bis zu 1 je von Mo, Mn und Rh und der Rest sind Nickel und.zufällige Verunreinigungen.

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In Gew.-% besteht diese bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung im wesentlichen aus 3-8 Co; 3,5-8 Cr; 3,6-6,3 Al; 3-12 Ta; 0,8-6 V; 1,5-15 Re; bis zu 6 W; bis zu 1,5 Mo; bis zu 1 Mn; bis zu 1,8 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

In der anliegenden Zeichnung zeigen die einzelnen Figuren folgendes :

Fig. 1 eine Mikroaufnahme in 100-facher Vergrößerung der Struktur des Beispiels 105 der vorliegenden Erfindung, wobei die ausgerichteten zellularen Dentrite in der Querrichtung und die Abwesenheit von NiAl zu erkennen sind,

Fig. 2 eine Mikroaufnahme in 100-facher Vergrößerung der Struktur des Beispiels 105, wobei die ausgerichteten zellularen Dentrite in der Längsrichtung und die Abwesenheit von NiAl zu erkennen sind,

Fig. 3 eine Mikroaufnahme in 100-facher Vergrößerung in der Querrichtung der Legierung des Beispiels 87, die nicht in den Rahmen der vorliegenden Erfindung fällt, wobei viel ψ/Τ*-eutektische Phase zu erkennen ist,

Fig. 4 eine Mikroaufnahme in 100-facher Vergrößerung in der Querrichtung der Legierung des Beispiels 1^5, die außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung liegt, wobei die Anwesenheit von NiAl-Phase zu erkennen ist und

Fig. 5 einen graphischen Vergleich, der Kriecheigenschaften.

Um einen verbesserten Artikel aus einer Superlegierung auf Nickelbasis zu schaffen, der unter solch belastenden Betriebsbedingungen brauchbar ist, wie sie in dem Turbinenteil einer modernen Gasturbinenmaschine gefunden werden, und den Karbid-Verfestigungsmecha- · nismus aus der Legierung eines solchen Artikels fernzuhalten, ist es erforderlich, eine solche Legierungen mit beträchtlich größeren Mengen anderer verfestigender Elemente zu entwerfen. Der Hauptverfestigungsmechanismus, der nach der Karbid-Eliminierung verbleibt, ist die ψ '-Phase, die vorherrschend Ni-,ΑΙ in der^-Matrix ist, die vorherrschend Nickel ist. Die Y'¹- und die O^-Phase können .durch die

I) ■ S

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Zugabe der Legierungselemente verfestigt werden. Eines der Probleme, das bei der Zugabe beträchtlich höherer Mengen der Legierungselemente besteht_yist es, daß die nachteilige NiAl-Phase gebildet werden kann, insbesondere bei höheren Al-Werten. Weiter kann die Kombination der Elemente die Legierung in den Teil des Phasendiagrammes verschieben, der die Bildung des^/^'-Eutektikums verursacht. Das NiAl verursacht eine deutliche und dramatische Verminderung der Hochtemperatureigenschaften und das^/^'-Eutektikum vermindert den Punkt des beginnenden Schmelzens der Legierung.

Die vorliegende Erfindung definiert eine einzigartige gießbare Superlegierung auf Nickelbasis, die nicht durch irgendeinen Karbid-Mechanismus verfestigt ist und die in abgeglichener Art und Menge ' Legierungselemente enthält, die zu Festigkeiten der Legierung führen, die größer sind, als die der karbidverfestigten Superlegierungsstrukturen. Gleichzeitig ist die Struktur außerordentlich gleichförmig, enthält im wesentlichen keine NiAl-Phase und vermeidet die Bildung des ^/^'-Eutektikums. Als Ergebnis der Erfindung ist die beginnende Schmelztemperatur der Legierung, die mit der vorliegenden Erfindung verbunden ist, mindestens etwa 55⁰C (entsprechend 10O⁰P) höher als die beginnende Schmelztemperatur einer üblichen Superlegierung von etwa 123O⁰C (entsprechend 2 25O⁰P). Darüber hinaus ist aufgrund des Ausgleiches der Elemente, welche die 7*"-Ausscheidungsphase festigen, die #"-LÖsungstemperatur mindestens etwa 55°C ( entsprechend 10O⁰P) höher als die der üblichen Superlegierung. Darüber hinaus ist die erfindungsgemäße Legierung in einzigartiger Weise für die gerichtete Erstarrung geeignet und führt zu der Struktur, die als ausgerichtete dentritiache Zellstruktur bezeichnet ist. Ein Artikel, der eine solche Struktur aufweist, und der aus der durch die vorliegende Erfindung geschaffenen Legierung hergestellt ist, hat daher bessere Betriebseigenschaften bei hohen Temperaturen sowie er auch besser gegen Übertemperaturen geschützt ist, da die Möglichkeit der Verursachung des beginnenden Schmelzens des Artikels reduziert ist.

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Die vorliegende Erfindung wird nachfolgend anhand von representativen Beispielen der Legierung näher erläutert. Diese Beispiele sind ausgewählt, um einen leichten Vergleich zu ermöglichen, doch sollen sie den Umfang der vorliegenden Erfindung nicht begrenzen.

Die folgende Tabelle Γ führt die Zusammensetzungen ausgewählter Legierungen innerhalb des bevorzugten Bereiches der vorliegenden Erfindung auf und in der Tabelle II sind einige mechanische Eigenschaften dieser Legierungen zusammengefaßt. Keines der Elemente C, Ti, B oder Zr, die üblicherweise in Superlegierungen auf Nickelbasis vorhanden sind, wurden hinzugegeben und sie sind gemäß der vorliegenden Erfindung zu vermeiden, ausgenommen in Verunreinigungsinengen. Sofern nichts anderes angegeben, sind alle Zusammensetzungen in Atom-% genannt.

TABELLE I

Bevorzugte Ausführungsformen Zusammensetzung (Atom- %), Rest Ni

Beispiel	Co	Cr	Al	Ta	V	Re	W	Mo	Mn	Rh
105	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	2,0
106	3,5	5,4	12,8	1,4	5,5	2,0	0,9
118	3,5	5,4	12,7	.2,2	5,5	1,5			0,5
122	3,5	5,4	12,7	2,2 .	5,5	1,0	1,0
123	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	0,5	1,5
124	3,5	5,4	12,7	2,7	5,5	1,5
125	3,5	5,4	12,7	3,2	5,5	1,0
127	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	1,5		0,5
128	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	1,0		1,0
133	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	1,5				0,5
134	3,5	5,4	12,7	2,2	5,5	1,0				1,0
136	3,5	5,9	12,7	2,2	5,5	• 1,5
146	3,5	7,0	12,2	2,1	5,3	2,0
147	3,5	8,5	11,7	2,1	" 5,0	2,0

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	Beispiel	900°C	/ 4,2xI0³	TABELLE II	,45x1O³ kg/cm²	Zugversuch ^65O°n (	-	0,2-S treckgrenze	-	9,52 (136)	-	8,96 (128)	-	1200⁰F)	I
	105	(1600	°F/60 ksi)		ksi)	Zugfestigkeit	-	3 2 10 kg/cm	8,75 (125)	-	-	R.A.	*
	106	Dauer	(Std,) R.		.) R.A. (%)	10³ kg/cm²	-	(ksi)	9,17 (131)	-	-	(%)
	118	246	21	Mechanische Eigenschaften der bevorzugten Ausführungsformen	39	(ksi)	11,13 (159)	9,66 (138)	_
	122	373	24	Spannungsbruch	-,	11,97 (171)	-	9,73 (139)		4
	123	163	19	kg/cm² ~98O°C / 2,	25	12,53 (179)	-		12
cn	124	204	32	(1800°F/35	42	-	-	- '
O	125	98	12	A. (%) Dauer (Std,	40	10,98 (157)	_	14
co co	127	301	24	281	49	9,94 (142)	8
cn	128	189	24	172	24	9,73 (139)	12
ο	133	253	30	147	39	-
	134	203	37	184	49	-
OD	136	-	-	175	24	-
	146	121	16	270	50	18
	147	247	6	130	26	-
		174	3	195	26	-
		140	20	148	34	-
				189	_
		162
		173
	202
	247

Die in den Tabellen benutzte Bezeichnung "ksi" bedeutet Tausend (1000) US Pfund/Zoll² und die Bezeichnung "RA" bedeutet Querschnittsverminderung (Reduction in Area). Alle angegebenen Daten wurden durch Testen in Luft bei den genannten Bedingungen erhalten.

Zur Herstellung der gegossenen Testkörper für Spannungsbruch- Zug- und Zeit st andf es tigkeit's versuch wurden von jeder im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung ausgewerteten Legierung Körper gegossen und mit einer Geschwindigkeit von etwa 50 cm (entsprechend 20 Zoll) pro Stunde gerichtet verfestigt, um die die Artikel der vorliegenden Erfindung charakterisierende ausgerichtete dentritische Zellstruktur zu erzeugen. Eine solche Struktur ist vorwiegend in der ^001^· -Richtung ausgerichtet, die equivalent ist zu den ^LOOJ>- und <(010>-Richtungen. Mikrofotografische Untersuchungen jeder dieser Legierungen der Tabelle I zeigten, daß keine NiAl-Phase vorhanden war. In den Fig. 1 und 2 der Zeichnung sind Mikroaufnahmen mit 100-facher Vergrößerung des Beispiels 105, das typisch ist für die Mikrostruktur der vorliegenden Erfindung, gezeigt. Diese Figuren zeigen die ausgerichtete dentritische Zellstruktur, die von der gerichteten Erstarrung herrührt, wobei die Fig. 1 die Querrichtung und die Fig. 2 die Längsrichtung zeigt. Die langgestreckten Dentrite sind klarer in Fig. 2 ersichtlich. Die Abwesenheit der dunklen NiAl-Phase, die in der später zu erläuternden Fig. ¹I gezeigt ist, ist besonders augenscheinlich in den Fig. 1 und 2.

Wie oben erwähnt, ist die NiAl-Phase den Spannungsbrucheigenschaften der Artikel in besonders starkem Maße abträglich. Es ist daher eine, der wesentlichen Charakteristiken der vorliegenden Erfindung, daß in der Mikrostruktur der Legierung keine NiAl-Phase vorhanden · ist. Die Daten der Tabelle II zeigen die deutlich verbesserten Spannungsbrucheigenschaften der vorliegenden Erfindung, ohne Beeinträchtigung der Zugeigenschaften^auch' wenn keine Karbid-Verfestigung vorhanden ist und der ^'-Phasenverfestiger Ti nicht in der Legierung vorhanden ist.

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Die vorliegende Erfingung schließt im einzelnen die Zugabe der Elemente Kohlenstoff, Titan, Bor und Zirkonium aus. Das Element Kohlenstoff, obwohl es eine wesentliche Rolle im Karbid-Verfestigungsmechanismus in den üblichen Superlegierungen auf Nickelbasis spielt, kann einen Ausgangspunkt für die Entstehung von Rissen bilden. Seine Eliminierung, mit Ausnahme von vielleicht einem Verunreinigungsanteil in sehr geringen Mengen, macht die mit der vorliegenden Erfindung verbundene. Legierung gegenüber zu den klassischeren Arten von Superlegierungen auf Nickelbasis zu einer Legierungen anderer Art.

Die Elemente Zirkon und Bor können in Superlegierungen auf Nickelbasis als Korngrenzenmodifikatoren wirken, doch führen sie zu ei- ■ ner geringeren Schmelztemperatur. Daher sind Zirkon und Bor in der vorliegenden Erfindung nicht .als Legierungszusätze vorhanden und sie sind nur als Restelemente in der Legierung, die während der üblichen Schmelzpraktiken aufgenommen werden können. So können z.B. bis zu 0,03 Gew.-% Zirkon und bis zu etwa 0,01 Gew.-5£ Bor in der vorliegenden Erfindung toleriert werden, ohne daß die Eigenr schäften ernstlich beeinflußt werden.

Nur eine Spur oder sehr geringe Mengen von Titan, z.B. bis zu etwa 1 Atom-#, können in der vorliegenden Erfindung toleriert werden, da das Titan die Bildung des^V^'-Eutektikums und damit eine Verringerung der Schmelztemperatur begünstigt. Während der Auswertung der vorliegenden Erfindung wurde eine Vielzahl von Superlegierungen auf Nickelbasis mit wechselnden Mengen von Titan hergestellt und getestet. Eine typische Legierung, welche dastfV^'-Eutektikum im Überschuß enthält, ist Beispiel 87, dessen Zusammensetzung in ktom-% die folgende ist: 6,7 Co; 9 Cr; 1 Mo; 2,4 W; 9,3 Al; 5,8 Ti; 1,6 Ta; 0,03 Zr; 0,17 B; 0,25 C und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen. Besonders wegen der Anwesen heit von Ti und C liegt die Zusammensetzung der Legierung außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung. Fig. 3 zeigt eine Mikroaufnahme mit 100-facher Vergrößerung in der Querrichtung des Beispiels 87 nach gerichteter Erstarrung. Fig.3/zeigt die Anwesen-

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heit großer Mengen des^-V^'-Eutektikums, welches der hellere Bestandteil in der Abbildung ist. Die beginnende Schmelztemperatur des Beispiels 87 liegt bei etwa 123O⁰C (entsprechend 225O⁰P) und damit etwa 55⁰C (entsprechend 100⁰F). niedriger als die der vorliegenden Erfindung.

Obwohl Titan im allgemeinen ein wesentliches Element in anderen Superlegierungen auf Nickelbasis als ein starker γ*-Phasenbildner ist, wurde es aus der vorliegenden Erfindung mit Ausnahme von Spuren oder Restmengen weniger als 1 Atom-% eliminiert. Es ist daher ein wesentliches Merkmal der/vorliegenden Erfindung, daß die Elemente Kohlenstoff, Zirkon, Bor und Titan, die normalerweise in üblichen Superlegierungen auf Nickelbasis vorhanden sind, im wesentlichen ' eliminiert sind.

Wegen der beabsichtigten Eliminierung des starken γ^χ -Phasenbildners Ti wird eine relativ große Menge Al, das selbst ein starker ^*"-Phasenbildner ist, in-die mit der vorliegenden Erfindung verbundene Legierungszusammensetzung eingebracht. In dieser Art Legierung bilden weniger als 5 Atom-% Aluminium nicht ausreichend 7°'-Phase und führ.en daher zu einer schwachen Struktur. Mehr als l6 Atom-? Aluminium, selbst mit einem sorgfältigen Ausgleich der anderen Elemente, führen zur Ausscheidung von NiAl oder Überschüssigem Eutektikum und neigen in einigen Legierungen zur Verminderung der beginnenden Schmelztemperatur. Neben der Eigenschaft als starkem γ¹ -Phasenbildner verbessert Aluminium auch die Oxydationsbeständigkeit. Aluminium ist in einem Bereich von 8-14 Atom-# bevorzugt.

Für das eliminierte Titan wird das Element Vanadium eingesetzt, das ein -Phasenbildner ist, ohne die Tendenz von Titan zu haben, die -eutektische Phase zu bilden, welche die Schmelztemperatur herabsetzen kann. Vanadium sorgt auch für die Festigung in fester Lösung.In Atom-!? ist Vanadium in einem Bereich von bis zu 10 % vorhanden, obwohl 1-7 % bevorzugt sind. Mehr als 10 % neigen zur Ausscheidung von NiAl und vermindern so stark die Spannungsbruch-

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eigenschaften. Wird eine höhere Festigkeit gewünscht, ist es besonders bevorzugt, Vanadium in einer Menge von 4-7 Atom-# zu verwenden .

Ein wesentliches Element, das in die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung aufzunehmen ist, ist Re für das Verfestigen in fester Lösung und das Ausscheidungshärten. Es beeinflußt sowohl die' ο*·¹ -Phasenausscheidung als auch dieo^-Matrix. Mindestens 0,5 Atom-5S Re, die mindestens 1,5 % Gew-% Re äquivalent sind, sind erforderlich für eine merkliche Beeinflussung der Verfestigung der Matrix, insbesondere zur Erhöhung der Belastungsbruchdauer bei erhöhter Temperatur. Re beeinflußt auch die ^'-Phase, da es eine Tendenz hat, HarteT₁ wie Ta und V_;in die^'-Phase zu drängen. Zusätzlich zu dieser Punktion kann Re in Mengen bis zu 2, 5 Atom-% solche Elemente wie W, Mn, Ta, Mo und Cr ersetzen, die alle zur Trennung zwischen dery '-Ausscheidung und der 7^-Matrix neigen. Re wird daher bei der vorliegenden Erfindung in einer Menge von 0,5 - 5 Atom-# und ,vorzugsweise von 0,5-3 Atom-# verwendet. Wie die Beispiele der folgenden Tabelle III zeigen, ist Re in dem spezifischen Bereich von 0,5-2 Atom-# besonders geeignet zur Erhöhung der Spannungsbrucheigenschaften bei hoher Temperatur unter Berücksichtigung der Legierungskosten. Ein Vergleich des Beispiels 123 mit dem Beispiel 110 zeigt, daß die Abwesenheit von Re durch eine größere Menge W zur Beibehaltung der Spannungsbrucheigenschaften bei etwa 98O⁰C (entsprechen l800°P) des Beispiels 123 nicht kompensiert werden kann.

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	Beispiel	Zusammensetzung	Ali	Kest Ni	Wirkung	TABELLE III	^980⁰C /2,45xio⁵	281	kg/c_m ²	Ik
	105	Grundlegierung 3			(Atom-%)	von Re', auf die Eigenschäften	(l800°F / 35 ksi)	27O
	124	12,7 "" ~ ' "*	Ta	_V	,5 Co;		,	173
	136		2,2	5,5			130
	125 ·	Cr	2,7	5,5		Dauer bis zum Spannungsbruch (Std.)	134 •
	131	5,4	2,2	5,5	Re W	~900°C / 4,2xlO⁵ kg/cm²	96 *
	126	5,4	3,2	5,5	2,0 -	(l65O°F/6Oksi)	36	I
cn	132	5,9	2,2	6,5	1,5 -		175	K
co	123	5,4	3,7	5,5	!.5. , -	246	96	1
OQ	110	5,4	2,2	7,0	1,0 -	301
Cn		5,4	2,2	5,5	1,0 -	247
O		5,4	2,2	5,5	0,5 -	189
co		5,4		0,5 -	150
		5,7	0,5 1,	111
		2,	101
		5 98
	1 110

Tantal kann in die vorliegende Erfindung in einer Menge bis zu 5 Atom-?» aufgenommen werden und vorzugsweise wird es in einem Bereich von 1-4 Atom-% eingesetzt. Tantal verbindet in der Art von Legierung, auf die sich die vorliegende Erfindung bezieht, Trennungen zwischen der '/•''-Ausscheidungundder T-Matrix. Es ist daher sowohl ein ψ*-Phasenbildner als auch ein Verfestiger über die feste. Lösung. Es hat auch eine Tendenz, die beginnende Schmelztemperatur zu erhöhen.

Zwei Elemente, die ähnlich wie Tantal wirken.sind Wolfram und Molybdän. Obwohl Wolfram in Mengen bis zu 5 Atom-# eingesetzt werden kann, ist es bevorzugt, dieses Element in einem Bereich von bis zu 2 Atom-JJ zu halten, um verbesserte Eigenschaften zu erzielen. Molybdän, das bis zu 1 Atom-% aufgenommen werden kann, sondert sich bei Abwesenheit vonTiihdie ^"-Ehase ab.Es hat jedoch eine Tendenz, die Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit zu beeinträchtigen. Aus diesem Grunde wird es nur bis zu einer Menge von 1 Atom-% verwendet.

Zur Verbesserung der Oxydationsbeständigkeit wird in erster Linie Chrom benötigt, das in einer Menge im Bereich von 4-11 Atom-ίί und vorzugsweise im Bereich von 4-9 Atom-# verwendet werden kann. Weniger als 4 Atom-jS sind für die Oxydationsbeständigkeit unzureichend, mehr als 11 Atom-# neigen dazu, eine Instabilität der Legierung einzuführen. Bei solchen höheren Chrommengen ist die Legierung entweder zu weich oder instabil. Es ist daher bevorzugt, daß Chrom im Bereich von 4-9 Atom-Ϊ verwendet wird, wobei höhere Mengen tolerierbar sind, vorausgesetzt, daß die anderen Elemente innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung so ausgeglichen sind, daß die Bildung der NiAl- oder anderer unerwünschter Phasen, wie der Sigma-,Eta- und My-Phase vermieden wird. Die Auswirkung eines Nichtausgleiches ist in der folgenden Tabelle IV ersichtlich.

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	Beispiel
	136
509 8	146 142 147
cn	143
/ 0 7 8 7	144 148 145

TABELLE IV Wirkung von Re und Cr auf die Eigenschaften Zusammensetzung (Atom-ff) Dauer bis zum Belastungsbruch (Std.) Grundlegierung 3,5 Co; Rest Ni ^90O⁰C /4₃2xl0³kg/cm² ^98O⁰C /2,45xlO³kg/cm²

(165O°F /6Q ksi) (l800°F / 35 ksi)

Cr

Al

Ta

^>9	12,7	2,2	5,5	1,5
7,0	12,2	2,1	5,3	2,0
δ,ο	12,7	2,2	5,5	1,0
8,5	11,7	2,1	5,0	2,0
9,0	12,7	2,2	5,5	1,0
10,0	12,7	2,2	5,5	1,0
10,0	11,2	2,0	4,7	2,0
11,0	12,7	2,2	5,5	1,0

247 174 121 Ι4θ 101 2

173 202

95 247 102

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Mikrofotografische Untersuchungen der Beispiele der Tabelle IV zeigten, daß nur die Beispiele 144, 145 und 148 die unerwünschte NiAl-Struktur aufwiesen. Der ungeheuere Unterschied in den Eigenschaften kann den Belastungsbruch-bzw. Dauerstandfestigkeitsdaten der Tabelle IV entnommen werden. In der Zeichnung ist in Fig. 4 eine Mikroaufnahme in 100-facher Vergrößerung in der Querrichtung der Struktur des Beispiels 145 abgebildet, die eine große Menge der dunklen nachteiligen NiAl-Phase zeigt, welche die starke Verringerung der Belastungsbrucheigenschaften in den Beispielen 144, 145 und 148 verursacht, obwohl das Beispiel 148 2 Atom-jS Re enthielt. Aus diesem Grunde ist die vorliegende Erfindung durch die Abwesenheit von NiAl in der Mikrostruktur gekennzeichnet, welche die ausgerichteten zellularen Dentrite aufweist.

Das Element Co kann im Rahmen der vorliegenden Erfindung das Nickel in einer Menge bis zu 15 Atom-$ ersetzen. Es zeigt eine leichte Tendenz zur Erhöhung der Schmelztemperatur und vermindert die Stapelfehlerenergie. Vorzugsweise wird Kobalt in einer Menge von 3-8 Atom-# verwendet.

Mn und Rh können als Teilsubstituenten für Re in der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden. Sie sind jedoch nicht so wirksam wie Re. Sowohl Mn als auch Rh können im Rahmen der vorliegenden Erfindung in Mengen bis zu 2,5 Atom-# verwendet werden, doch werden sie vorzugsweise in Mengen bis zu je 1 Atom-# eingesetzt. Die Wirkung der Zugaben von Mn, Rh und Mo bei verschiedenen Mengen von Re ist in der folgenden Tabelle V gezeigt.

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cn
ο
co

Beispiel

118 119 120

127 128 129

133 134 135

TABELLE V

Wirkung von Mo, Mn und Rh auf die Eigenschaften Zusammensetzung (Atom- %) Dauer bis zum Belästu'ngsbruc'h (Std.)

Grundlegierung 3,5 Co; 4 Cr; 12,7 Al; 2,.8 Ta; 5,5 V; Rest Ni

Re

Mn

Mo

Rh

1,5	ο,	5	—	,5	—	5
1,0	ι,	0	-	,0	-	0
0,5	ι,	5	-	,5	-	5
1,5	-		0		-
1,0	-		1		-
0,5	-		1		-
1,5	-		-	ο,
ι,ο	-		-	ι,
0,5	-		-	ι,

^9QO⁰C /4,2xlO⁵kg/cm² ~98O°C (165O⁰F / 60 ksi)

(l800°F / 35 ksi)

146 111 42

195 148

79

189

162

84

Zusätzlich zu einer bemerkenswerten Verbesserung der Belastungsbrucheigenschaften bringt die vorliegende Erfindung auch eine beträchtliche Verbesserung der Kriech- bzw. Dauerstandfestigkeitseigenschaften mit sich. Dies läßt sich den Daten der Fig. 5 entnehmen, in denen das Beispiel 106 mit einer bekannten gegossenen Superlegierung auf Nickelbasis verglichen wird, die derzeit für Gasturbinenmaschinen eingesetzt wird und in der US-PS J> 615 376 beschrieben ist.

All diesen Daten kann entnommen werden, daß die vorliegende Erfindung eine andere Art Legierung schafft, die besonders brauchbar ist, bei der Herstellung von Artikeln mit verbesserten Eigenschaften bei hohen Temperaturen als Ergebnis der Kombination des Aus- · gleiches der Elemente und der Behandlung zur Schaffung ausgerichteter Zellulardentrite in der Mikrostruktur des Artikels, übliche Superlegierungen auf Nickelbasis enthalten Kohlenstoff, der dann zur Bildung verschiedener Arten von Karbiden zur Verfügung steht. Der Festigkeitsmechanismus und die Mikrostruktur solcher üblicher Legierungen schließt eine starke Karbidbildung ein und deren Sammlung an verschiedenen Punkten der Mikrostruktur. Die Literatur hinsichtlich Superlegierungen auf Nickelbasis enthält sehr vollständige Diskussionnen dieser Art von Mikrostruktur und ihrer Probleme sowie der Vorteile, die auf Karbiden beruhen. Ohne Kohlenstoff wird eine vollkommen andere Art Legierung definiert, deren Eigenschaften von der ^\ψ, ^der eutektischenund anderen Phasen abhängen, von denen einige nachteilig oder unerwünscht sein können. So ist z.B. die NiAl-, die manchmal als Beta-Phase bezeichnet wird, außerordentlich beeinträchtigend im Hinblick auf die Belastungsbrucheigenschaften. Das ^V^-Eutektikum neigt zur Verminderung der beginnenden Schmelztemperatur und ist daher auf einem so geringen Level wie möglich zu halten. Um Hochtemperaturfestigkeit zu erhalten, die sonst durch die hier nicht vorhandenen Karbide geschaffen wird, muß die in der vorliegenden Erfindung benutzte Legierung beträchtlich größere und unterschiedliche Legierungszusätze enthalten, um sowohl die intermetallische o*-¹ -Ausscheidung als auch die

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^-Matrix zu festigen, während gleichzeitig die Tendenz zur Bildung der NiAl-Phase beseitigt und die Bildung des^/^'-Eutektikums vermindert wird. Die vorliegende Erfindung fügt daher soviel Aluminium und Chrom als möglich hinzu, während gleichzeitig die Stabilität beibehalten und ausgeglichen wird durch Zugabe anderer Legierungszusätze,um die Bildung von NiAl zu vermeiden.

Der gegossene Artikel der vorliegenden Erfindung ist nicht nur durch seine ausgerichtete dentritische Zellstruktur und die Abwesenheit von Karbiden und NiAl gekennzeichnet, sondern auch durch die Tatsache, daß er nicht die Legierungszusätze Ti, Zr und B enthält, die normalerweise zu Superlegierungen auf Nickelbasis hinzugegeben werden. Außerdem enthält der Artikel der vorliegenden Er- ' findung relativ große Mengen Re, welches eine verbesserte Festigkeit sowohl für die ^-Matrix als auch dieJ¹ '-Ausscheidung schafft. Da die Legierung einen engeren Solidus/Liquidus-Bereich aufweist, ist sie leichter durch gerichtete Erstarrung zu verarbeiten und eine solche Erstarrung kann daher mit größeren Geschwindigkeiten ausgeführt werden. Die verbesserten Belastungsbrucheigenschaften werden erhalten ohne Beeinträchtigung der Zugeigenschaften, die ebensogut oder besser sind als die Zugfestigkeit und Ductilität üblicher Sup er legierungen.

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Claims

- 18 Patentansprüche

1. Gegossener Artikel aus einer Superlegierung auf Nickelbasis, dessen MikroStruktur ausgerichtete Zelldentrite umfaßt und die gekennzeichnet ist durch im wesentlichen vollständige Abwesenheit von NiAl, KohlenstoffKarbiden und Ti, wobei die Superlegierung aus folgenden Bestandteilen in Atom-55 besteht: 4-11 Cr, 5-16 Al, mindestens 0,5 Re, bis zu 10- V, bis zu 15 Co, bis zu 5 Ta, bis zu 5 W, bis zu 1 Mo, bis zu 2,5 Mn, bis zu 2,5 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

2. Artikel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß die Superlegierung aus folgenden Bestandteilen in Atom-? besteht: 3-8 Co, 4-9 Cr, 8-14 Al, 1-4 Ta, 1-7 V, 0,5-5 Re, bis zu 2 W, bis zu 1 Mo, bis zu 1 Mn, bis zu 1 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

3. Artikel nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet , daß V in einer Menge von 4-7 Atom-? und Re in einer Menge von 0,5-3 Atom-? vorhanden sind.

4. Artikel nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet , daß die Superlegierung aus folgenden Bestandteilen in Atom-? besteht: 3-4 Co, 5-9 Cr, 11-13 Al, 1-3 Ta, 5-6 V, 0,5-2 Re, bis zu 1,5 W, bis zu 1 Mo, bis zu 0,5 Mn und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

5. Gegossene Superlegierung auf Nickelbasis, gekennzeichnet durch die im wesentlichen vollständige Abwesenheit von NiAl, Kohlenstoff, Karbiden und Ti und durch die folgenden Bestandteile in Atom-?: 4-11 Cr, 5-16 Al, mindestens 0,5 Re, bis zu 10 V, bis zu 15 Co, bis zu 5 Ta, bis zu 5 W, bis zu 1 Mo, bis zu 2,5 Mn, bis zu 2,5 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

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6. Legierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet , daß sie aus folgenden Bestandteilen in ktom-% besteht: 3-8 Co, 4-9 Cr, 8-14 Al, 1-4 Ta, 1-7 V,
0,5-5 Re, bis zu 2 W, bis zu 1 Mo, bis zu etwa 1 Mn, bis zu etwa 1 Rh und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen .

7. Legierung nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß V in einer Menge von 4-7 Atom-$ und Re in einer Menge von 0,5-3 Atom-$ vorhanden sind.

8. Legierung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus folgenden Bestandteilen in Atom-£ besteht: 3-4 Co, 5-9 Cr, 11-13 Al, 1-3 Ta, 5-6 V,
0,5-2 Re, bis zu 1,5 W, bis zu 1 Mo, bis zu 0,5 Mn und der Rest sind Nickel und zufällige Verunreinigungen.

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