DE2463064C2

DE2463064C2 - Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von Gasturbinenteilen

Info

Publication number: DE2463064C2
Application number: DE2463064A
Authority: DE
Inventors: James French Debray Beach Fla. Baldwin
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1973-04-02
Filing date: 1974-03-28
Publication date: 1984-06-14
Also published as: DE2415074C2; JPS5716180B2; IN142527B; IL44295A; GB1395125A; DE2463066C2; FR2223470B1; DE2415074A1; DE2463065C2; SE404380B; CA1021604A; JPS5816047A; US3869284A; FR2223470A1; IT1012132B; JPS49128818A; IL44295A0

Description

¹JO

55

60

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von Gasturbinenteilen.

Ausscheidungsgehärtete Nickelbasis-Superlegierungen werden wegen ihrer Festigkeit bei hohen Temperaturen als Material zur Herstellung von Bauteilen für die Hochtemperaturstufen von Gasturbinen verwendet. Die Ausscheidunßen bestehen aus einer intermetallischen Verbindung, die in der Regel als γ'-Phase bezeichnet wird, mit der allgemeinen Formel Ni₃ (Al, Ti). In den vergangenen Jahren wurden die Eigenschaften solcher Legierungen bei niedrigeren Temperaturen zwar nicht verkannt. Dennoch wurde bei der Entwicklung der Legierungen die Betonung mit auf die Verbesserung der Eigenschaften bei höheren Temperaturen gelegt. Gute Hochtemperatureigenschaften sind 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 Korrosionswiderstand.

Es 1st bekannt, daß die Wärmeermüdung mit der Duktilität bei mittleren Temperaturen (705° C bis 815° C) in Verbindung steht. Je größer die Duktilität in diesem Bereich ist, um so widerstandsfähiger ist die Legierung gegen thermische Ermüdung. Generall kann gesagt werden, daß Legierungen mit hoher Bruch- und Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen keinen 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.

Das Zufügen von Bor- und Kohlenstoff zu Hochtemperaturlegierungen ist an sich bekannt, vgl. US-PS 3155 501. Die Legierungseigenschaften, die gemeinhin durch die Beigabe von etwas Bor- und Kohlenstoff begünstigt werden, .schließen Duktilität, Festigkeit, Schmiedbarkeit und in einigen Fällen Vergleßbarkeit ein. Der gegenwärtige Wissensstand auf dem Gebiete der Superlegierungs-Metallphysik läßt aber eine präzise Erklärung des exakten, des für diese Verbesserung der Eigenschaften verantwortlichen Meschanlsmus nicht zu. Die Notwendigkeit der Anwesenheit beider Elemente wird bei Superlegierungen jedoch anerkannt. Ausgehend von diesem Wissen kann der Fachmann der genannten US-PS nur die Lehre entnehmen, daß die beschriebene Superlegierung verbesserte Zugfestigkeit bei niedrigeren Temperaturen besitzt. Ein Hinweis oder gar eine Offenbarung dahingehend, daß die vorbekannte Legierung verbesserte Kriechfestigkeit und Standzeit bei niedrigen Temperaturen aufweist, ist nicht zu entnehmen. Er erkennt vielmehr nur, daß zur Herbeiführung der intermetallischen Verbindung Ni, (Al, Ti) besondere Beziehungen zwischen den Gehalten an Aluminium, Titan und Nickel einzuhalten sind; den Anteilen an Bor und Kohlenstoff wird keine besondere Bedeutung beigemessen.

Die vorstehenden Überlegungen sind deshalb von Bedeutung, weil sich in der Regel beim Betrieb von Gasturbinen im Wurzelteil der Turbinenschaufeln oder der entsprechenden Bereiche von Turbinenscheiben auf Grund der Kühlung durch den massiven Innenbereich des Rotors niedrigere Temperaturen einstellen als im radial gesehen äußeren Bereich der Schaufeln. Häufig liegt die Temperatur des Wurzelteils im Temperaturbereich der sogenannten Duktilitätssenke von etwa 705 bis 815° C, In dem es zu einem ausgeprägten Abfall der Duktilität der Superlegierung kommt. Die erwähnten äußeren Bereiche der Turbinenschaufeln erreichen Betriebstemperaturen von etwa 925° C und mehr.

Die Aufgabe der Erfindung besteht somit darin, eine Nickel-Supcrlegierung der eingangs genannten Art zu

verwenden, die neben guten Hochtemperaturelgenschaften im Bereich von 925° C insbesondere verbesserte Duktilität im Bereich von 705 bis 815° C aufweist, so daß sie zur Herstellung von Gasturbinenteilen einsetzbar ist.

Diese Aufgabe ist gemäß der Erfindung gelöst durch die Verwendung einer Superleistung auf Nickelbasis, bestehend aus 5 bis 22% Chrom, 0,2 bis 8% Aluminium, 0,5 bis 796 Titan, 0,05 bis 0,396 Bor, 0 bis 0,35% Kohlenstoff, 0 bis 20% Kobalt, weniger als 0,296 Niob, 0 bis 8% Molybdän, 0 bis 1096 Tantal, 0 bis 296 Vanadium, 0 bis 20% Wolfram, 0 bis 1% Zirkonium, 0 bis 2% Rhenium und Rest 35 bis 85% Nickel mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen, mit der Maßgabe, daß Mangan, Kupfer und Silicium in Beträgen von nicht mehr als 0,5%, Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr als 0,2% und Eisen bis zu maximal 2,0% vor handen sein dürfen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauch gleichzeitig Temperaturen von 925 bis 1040° C als auch Temperaturen von 705 bis 815° C ausgesetzt sind.

Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen zeigen im Bereich der bisherigen Duktilitätsseken eine erhebliche Verbesserung der Festigkeit und Duktilität, die einhergehen mit Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit im Hochtemperaturbereich. Sie sind hierbei in der Lage, über einen längeren Zeitrum selbst Temperaturen bis zu etwa 1095° C und mehr standzuhalten und können in sehr vorteilhafter Weise verarbeitet, nämlich vergossen werden. Sie besitzen herausragende und ungewöhnlich hohe Zeitstandfestigkeit sowie Duktilität in ihrer polykristallinen, also nicht gerichtet erstarrten Form.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Die Erfindung basiert z. T. auf dem Auffinden einer ungewöhnlichen und unerwarteten Verbesserung der Zeltstandfestigkeit und der Duktilität bei 760° C von γ'-gehärteten Nickelbasis-Superlegierungen in Folge einer bis etwa 20fachen Anhebung des Borgehaltes über den bisher angenommenen Optimalbetrag. Eine Aufrechterhaltung des Borgehaltes innerhalb dieses kritischen Bereiches der Erfindung vermeiden nicht nur die oben diskutierten Schwierigkeiten der Duktil itätssenke 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 Superlegierungen verwendeten Betrages die Möglichkeit besteht, sowohl die Eigenschaften im Bereich von 760° C zu verbessern und die Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 980° C beizubehalten oder zu verbessern. Dieser Vorteil der Erfindung ist wichtig in bezug auf Bauteile von Gasturbinen, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei etwa 760" C und 980° C erfordern.

Der erfindungsgemäß verwendeten Legierung wird primär Bor im Betrag von 0,05 bis 0,3 Gew.-% zugesetzt, um die Kriechfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 760° C anzuheben. In weiterer Ausbildung der Erfindung ist bei bevorzugten Ausführungsbeispielen zusätzlich zur Aulrechterhaltung des Boranteils in dem vorstehen angegebenen Bereich vorgesehen, den Kohlenstoffgehalt dieser Legierung unterhalb von etwa 0,05 Gew.-96 zu halten. Durch die zusätzliche Einhaltung dieses Kohlenstoffgehaltes unterhalb dieser kritischen Obergrenze ist es möglich. Verbesseruneen bei der Zeltstandfestigkeit und bei der Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 760° C zu erzielen, während gleichzeitig die Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 980° C verbessert wird.

Verunreinigungen und zufällig anwesende Elemente, die bei den erfindungsgemäß verwendeten Legierungen vorhanden sein können, schließen ein: Mangan, Kupfer und Silicium in Beträgen in von nicht mehr als 0,50%, Schwefel und Phosphor in Betragen von nicht mehr als 0,2096 und Eisen in Beträgen von nicht mehr als 2,0%. Verunreinigungen, wie z. B. Stickstoff, Wasserstoff, Zinn, Blei, Wismut, Calcium und Magnesium, sollten in ihrer Konzentration so niedrig wie praktisch vertretbar gehalten werden.

Die Erfindung sei nunmehr an Hand der folgenden Beschreibung näher erläutert:

Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen mit Bor im kritischen Bereich von 0,05 bis 0,3 Gew.-% zeigen gesteigerte Zeitstandsfestigkeit bis zum Durchbruch und Duktilität im Temperaturbereich von 705° C bis 815° C gegenüber herkömmlichen durch γ'-Ausscheidungen gehärteten Nickelbasis-Superlegierungen. Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen sind in der Lage, einer angelegten Spannung von 658 N/mm² bei 760° C ohne Bruch während einer Zeit von mehr als 120 Stunden zu widerstehen. Weiterhin ist diese Verbesserung der Festigkeits- vnd Uuktilitätseigenschaften in dem mittleren Temperaturbereich (705° C bis 815° C) von einer ausgeprägten vorteilhaften Auswirkung auf die Hochtempe-

^Jo raturtüber 925° eigenschaften der thermischen Ermüdung begleitet. Erfindungsgemäß verwendete Legierungen mit 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.

Die Zusammensetzungen von einigen der wichtigeren herkömmlichen Legierungen, die derzeit in Gasturbinen Verwendung finden, sind in Tabelle I aufgeführt. Die dargestellten Werte zeigen den Betrag eines jeden Legierungsbestandteils in Gew.-v Bei der Angabe von Bor und Kohlenstoff wurde versucht, in etwa das Optimum des Standes der Technik wiederzugeben. Bei den Legierungen A, B, D, E und F sind sowohl die Numrne: der jeweiligen US-PS als auch die Handelsbezeichnung angegeben.

Zu Vergleichszwecken wurden Legierungen hergestellt, die in iherer Zusammensetzung gleich den

'" handelsüblichen Legierungen nach Tabelle 1 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 II wiedergegeben.

Tabelle I

	A*	B*	D*	E*	F*
C	0,10	0,10	0,15	0,18	0,21
Cr	8,0	10,0	9,0	10,0	12,5
Co	10,0	10,0	:o,o	15,0	9,0
W	-	-	10,0	-	3,9
Mo	6,0	3,0	2,5	3,0	2,0
Ta	4,25	7,0	1,5	-	3,9

Fortsetzung

D·

Ti	1,0	1,0	1,5	4,7	4,2
Al	6,0	6,0	5,5	5,5	3,2
B	0,015	0,015	0,015	0,015	J,02
Zr	0,10	0,10	0,05	0,06	0,10
Nb	-	-	-	-	-
V	-	-	-	1,0	-
Ni	(D	(D	(D	(1)	(D
A* B* D*	3 310 399 B-1900 3 310399 B-1910 3 164 465 MAR-M746	E* 3 061 F* 3 619	426 lN-100 182 IN-792

(1) Rest

Tabelle II

Beispiellegierungen
A-I

B-I

E-I

Die Werte gemäß Tabellen 1 bis III zeigen weiterhin, daß die Verwendbarkeit von Nickelbasis-Superlegierungen für Gasturbinenbauteile, deren Arbeitstemperatur etwa 760° 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-Legiemngen mit verbessertem Hochtemperatur (größer als 925° C)-Zeitstandverhalten ist von vergleichbarer Wichtigkeit wie die Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und der Duktilität bei etwa 760° C. Deshalb wurde der Einfluß des hohen Borgehaltes auf die Eigenschaften des Zeitstandverhaltens bis zum Bruch im Temperaturbereich von 925° C bis 1040° C untersucht. Es wurde hierzu das ZeItstand verhallen bis zum Bruch an wärmebehandelten formgegossenen Versuchsstäben bei 980° C und einer Spannung von 203 N/mm² durchgeführt.

Tabelle III

Zeitstandwerte bis
zum Bruch
760° C/658 N/mm²
Borgehait

C	0,12	0,11	0,18	_J() Legierung A	(Gew.-%)	dauer	bis gangenes
Cr	7,87	10,2	10,1	Beispiel Nr.:		zum Bruch	Kriechen¹) (h) (%)
r„	in κ	in η	1 ^ 1	A-I	0,016
^o W	JU,J J	1 U, \J	IJ₁J	Legierung B		31,0	1,98
Mo	6,06	3,05	3,01	₃₅ Beispiel Nr.:	0,10
Ta	4,40	6,75	-	B-I	0,015	229,6	6,80
Ti	1,08	1,12	4,80	Legierung E		102,1	3,68
Al	5,95	6,30	5,33	Beispiel Nr.:	0,10
B	0,10	0,10	0,10	E-I 40	0,012	297,2	8,95
Zr	0,05	0,14	0,06			26,6	0,96
Nb	_		_	0,10
γ			0 RS	') Vorangegangenes Kriechen gibt die	345,0	5,25
			Y/,O J	vor dem Probenbruch an.	letzte	Kriechablesung
Ni	(1)	(D	(D

(1) Resl

Slandardstäbe (6,4 mm <Z) wurden direkt mit den Legierungen nach Tabelle I und den Beispielslegierungen nach Tabelle II dadurch hergestellt, daß die Legierungen unter Vakuum erschmolzen und in Schalenformen vergossen wurden. Alle Beispielslegierungen wurden unter Schutzgasatmosphäre 4 Stunden lang bei 1080° C wärmebehandelt und dann an Luft gekühlt. Die Beispielslegierungen wurden ebenso durch eine Wärmebehandlung bei 900° C während 10 Stunden gealtert. Jede der handelsüblichen Legierungen nach Tabelle 1 wurde in Übereinstimmung mit der Empfehlung der Entwicklungsfirma der Legierungen wärmebehandelt.

Tabelle III zeigt den Vergleich von Zeitstandfestigkeit (es wurde die Zeil bis zum Bruch gemessen) und Duktililät (gemessen durch das vorangegangene Kriechen) der herkömmlichen Legierungen A. B und E einerseits und der Beispielslegierungen A-I, B-I und E-I. Sämtliche Legierungen wurden bei 760' C und einer Spannung von 658 N/mm² untersucht.

Die Werte der Tabelle 111 zeigen sehr bedeutsame Verbesserungen sowohl bei der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und der Duktilitiit bei 76Ü^C C für Legierungen mit einem Borgehalt innerhalb des kritischen Bereichs eier Erfindung.

Die Ergebnisse dieser Untersuchung zeigten, daß hohe Gehalte an Bor, die für die Eigenschaften Im 760° C-Temperaturbereich überaus effektiv waren, sich nachteilig auf die Bruchfestigkeit bei 980° C ausgewirkt haben. Die Auswirkung zeigte sich in einer Schwächung des Widerstandes sämtlicher Legierungen nach Tebelle I gegenüber Kriechverformung und in einer merkbaren Steigerung der Duktllität, d. h., es wurde ein schwächeres, jedoch duktileres Material erhalten. Bei Gasturbinenausbauteilen, die sowohl bei 760° C und 980° C gutes Zeitstandverhalten bis zum Bruch und gute Duktilität erfordern, würde die Verwendung der Legierungen nach Tabelle 1 zwar zu verbesserter Duktilität bei 760° C führen, jedoch zu Lasten einer verringerten Festigkeit bei 980'- C.

In Übereinstimmung mit der Erfindung wurde gefunden, daß durch Verringerung des Kohlenstoffgehaltes auf eine kritische obere Grenze von nicht mehr als 0,05 dew.-", sowohl die Eigenschaften bei 760" C verbessert und das Zeiisiandverhalten bis zum Bruch und die Duktilität bei 98UC etwa aufrechterhalten und in einigen Füllen verbessert werden können. Erfindungsgemäß verwendete Legierungen mit weniger als 0,05 Gew.-"., Kohlenstoff sind in der Lage, angelegten Spannungen von 203 N/mm² bei 980' C für einen Zeitraum von mehr als 40 Stunden ohne Bruch standzuhalten

Zur Demonstation der Einsetzbarkeit und der Vorteile des Merkmals des niedrigen Kohlenstoffgehaltes der Erfindung wurden durch Erschmelzen unter Vakuum dreißig 453,6 g Chargen der Beispielslegierungen A-2, B-2, 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 1080° 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 IV gezeigt. Analysen der Serie E der Beispielslegierungen sind jeweils in der Tabelle V 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 erforderlich wurde Kohlenstoff jedoch absichtlich zugegeben, um die kritische Obergrenze zu bestimmen.

Zeitstandsversuche bis zum Bruch wurden bei 980° C und einer Spannung von 203 N/mm² sowie bei 760° C und einer Spannung von 658 N/mm² bei allen Beispielslegierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt ausgetührt. Zu Vergleichszwecken wurden die gleichen Versuche mit handelsüblichen Legierungen A, B, D, E und F der Tabelle I ausgeführt. Die Teststangen der handelsüblichen Legierungen wurden entsprechend dem empfohlenen Verfahren der Hersteller wärmebehandelt, um maximale mechanische Eigenschaften zu erzielen. Werte für das Zeitstandverhalten bis zum 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 VI zeigen die Anwendbarkeit der Erfindung auf einen weiten Bereich der Superlegierungen. Die vier Beispielslegierungen entsprechend den (D Rest vier handelsüblichen Legierungen A, B, D und F wiesen Bor- und Kohlenstoffgehalte auf, die sich der Zielzusammensetzung annäherten, d. h. 0,02 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 Tabelle Vl zeigen in sämtlichen Fällen, daß sehr wesentliche Verbesserungen sowohl bei 760° C und 980° C bei der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und bei der Duktilität erhalten wurden. Der ausgeprägteste Effekt zeigt sich bei der Legierung F, bei welcher die Lebensdauer bei 760° C (im Zeitstandsversuch bis zum Bruch) um mehr als den Faktor 4 angewachsen ist, während die Duktüität verdoppelt wurde. Bei 980° C wurde die Zeit bis zum Bruch mehr als verdoppelt; ein ungewöhnlich großes Anwachsen.

20

Tabelle IV

Beispiellegierung

A-2 B-2 D-I F-I

₂₅ c	0,014	0,040	0,009	0,009
Cr	9,75	10,56	9,66	11,35
Co	12,15	11,76	10,91	9,43
W	-	-	9,66	4,18
30 M°	5,89	3,10	2,43	2,04
Ta	3,71	5,70	1,50	4,23
Ti	0,96	0,99	1,38	3,69
Al	5,95	6,03	5,19	3,92
35 B	0,081	0,109	0,084	0,096
Zr	0,073	0,084	0,062	0,083
Ni	(D	(D	(D	(D

Tabelle V

Beispieiiegierung
E-2

(1) Rest

E-3

E-4

E-5

E-7

E-8

E-9

C	0,010	0,008	0,008	0,008	0,010	0,011	0,012	0,012
Cr	8,56	9,10	8,95	9,67	9,87	9,87	10,22	10,05
Co	16,60	16,67	16,62	16,62	16,62	16,86	16,80	16,69
Mo	3,01	2,94	3,17	3,06	3,03	3,25	3,33	3,32
Ti	4,89	4,90	4,88	4,74	4,91	4,64	4,64	4,56
Al	5,58	5,71	5,60	5,61	5,63	5,22	5,23	5,23
B	0,018	0,044	0,088	0,090	0,125	0,170	0,180	0,220
Zr	0,079	0,067	0,074	0,071	0,060	0,067	0,069	0,064
V	1,06	1,07	1,07	1,08	1,06	0,996	1,01	1,01
Ni	(D	O)	(D	(D	(D	(D	ü)	(1)

Vergleichsversuche zwischen Legierung E und entspre- Kohlenstoffanteil liegt, die Verbesserung gegenüber der chenden Serien E an Versuchslegierungen sind in ⁶⁵ handelsüblichen Legierung E beträchtlich ist. Darüber Tabelle VII dargestellt. Aus diesen Werten ist ersichtlich, daß, obgleich die Festigkeit bei 760° C unterhalb der in Tabelle III herausgestellten Gegenstücke mit hohem

hinaus werden die Werte bei 980° C innerhalb eines Borgehaltes von etwa 0,05 bis 0,15 Gew.-% beibehalten. Bei 0,22 Gew.-% Bor in der Beispielslegierung E-9 beträgt die

980° C-Festigkeil etwa 60",, der der handelsüblichen Legierung E. Die Werte des Zeitstandsvcrhallens bis /um Bruch, die vorstehend diskutiert und in den Tubel-

10

len III, Vl und VlI niedergelegt sind, wurden unter Verwendung von in ihrer Größe gegossenen Standardstungen mit einem Durchmesserteil von 6,4 mm erhalten.

Tabelle VI

	Kohlenstoff	7-eitstanOwerie bis zum Bruch	980° C/203 N/mm²	I
	.) (Gew.-%)	760° C/658 N/mm²	Lebensdauer Enddehnung	i
Bor		Lebensdauer vorange-	(h) (%)	ι
(CJew.-^u/i	(h) gangenes		I
	Kriechen (%)	1

Legierung A 0,016

Beispiel Nr.:

A-2 0,081

Legierung B 0,010

Beispiel Nr.:

B-2 0,109

Legierung D 0,015

Beispiel Nr.:

D-I 0.084

Legierung F 0,02
Beispiel Nr.:

F-I

0,096

0,12

0,014
0,11

0,040
0.15

0.009
0,21

0,009

1.98

7,3
3,68

5,1

2,2

4,3
3,5

53,2

6,0

44,8	9,9
50,3	9,3
52,4	13,0
50,0	5,0
58,1	4,8
30,0	11,0

79,2

11,7

Tabelle VII	Bor (Gew.-%)	Kohlenstoff (Gew.-%)	Zeitstandwerte	bis zum Bruch	vorange gangenes Kriechen (%)	980° C/203	N/mm²	8,5
	0.015	0,18		760° C/658 N/mm²	0,95		Lebensdauer Enddehnung (h) (%)	5,2
	0,018	0,010	Lebensdauer lh)	2,32		41,9	11,4
	0,044	0,008	26,6	5,44	27,0	12,3
Legierung E	0,088	0,008	38,6	5,92	48,6	11,7
Beispiel Nr.: E-2	0,090	0,008	68,1	5,91	41,3	13,8
E-3	0,125	0,010	104,2	4,86	38,1	11,9
E-4	0,170	0,OH	117,2	5,03	41,2	10,1
E-5	0,180	0,012	174,1	4,90	36,5	11,8
E-6	0,220	0,012	266,3	5 50	31,9
E-7			302,2		27.6
E-8		357,6
E-9

Viele der erfindungsgemäß verwendeten Legierungen können extrudiert und heiß geschmiedet werden. Geschmiedete, hochfeste Nickelbasis-Superlegierungen werden normalerweise dann verwendet, wenn Duktilität und Bruchzähigkeit im Temperaturbereich von 540° C bis 815° 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 1095⁰C bis 1205⁰C verhalten, wobei sie die Anforderungen an herausragendes Schmiedematerial für Scheiben und Turbinenschaufeln erfüllt eo haben.

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

Claims

10 15 Patentansprüche:

1. Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis, bestehend aus

5 bis 22% Chrom,
0,2 bis 8% Aluminium,
0,5 bis 7% Titan,
0,05 bis 0,3% Bor,
0 bis 0,35% Kohlenstoff,
0 bis 20% Kobalt,
weniger als 0,2% Niob,
0 bis 8% Molybdän,
0 bis 10% Tantal,
0 bis 2% Vanadium,
0 bis 20% Wolfram,
0 bis 1% Zirkonium,
0 bis 2% Rhenium

und Rest 35 bis 85% Nickel mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen, mit der Maßgabe, daß Mangan, Kupfer und Silizium in Beträgen von nicht mehr als 0,5% Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr als 0,2% und Eisen bis zu maximal 2,0% vorhanden sein dürfen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauch gleichzeitig Temperaturen von 925 bis 1040° C als auch Temperaturen von 705 bis 815° C ausgesetzt sind.

2. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch 1 mit

2 bis 8% Aluminium,

0,75 bis 3% Titan für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch 1 mit

4 bis 8% Aluminium,
0,75 bis 2,5% Titan,

5 bis 15,5% Kobalt,

5 bis 12% Chrom und

40 bis 80% Nickel für den Zweck nach Anspruch

4. Verwendung einer Superlegierung nach den Ansprüchen 1 bis 3 mit

0,07 bis 0,25% Bor für den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 3.

5. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch 4 mit

0,075 bis 0,20% Bor für den Zweck nach Anspruch 4.

6. Verwendung einer Superlegierung nach den Ansprüchen 1 bis 5 mit

mit nicht mehr als 0,05% Kohlenstoff für den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 5.

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