DE2463065C2

DE2463065C2 - Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von Gasturbinenteilen

Info

Publication number: DE2463065C2
Application number: DE2463065A
Authority: DE
Inventors: James French Delray Beach Fla. Baldwin
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1973-04-02
Filing date: 1974-03-28
Publication date: 1984-09-06
Also published as: DE2415074A1; GB1395125A; DE2463066C2; JPS5716180B2; IL44295A; FR2223470A1; CA1021604A; IN142527B; JPS49128818A; FR2223470B1; IL44295A0; JPS5816047A; IT1012132B; DE2415074C2; SE404380B; DE2463064C2; US3869284A

Description

^gCDie^Svorstchendcn Überlegungen sind deshalb von Bedeutung, weil sich in der Regel beim Betrieb von Gasturbinen im Wur/.ellci! der Turbinenschaufel oder der entsprechenden Bereiche von Turbinenscheiben aul Grund der Kühlung durch den massiven lnnenbcrcich 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 Duktililät der Superlcgicrung kommt. Die erwähnten äußeren Bereiche der Turbinenschaufeln erreichen Betriebstemperaturen von etwa 925° C und mehr.

Die Aufgabe der Erfindung besteht somit darin, eine Nickel-Supcrlegicrung der eingangs genannten Art zu verwenden die neben guten Hochtcmpcralurcigcnschaflcn im Bereich von 925° C insbesondere verbesserte Duktilitäl im Bereich von 705 bis 815° C aufweist, so daß sic zur Herstellung von Gasturbinenteilen einsetzbar

Diese Aufgabe ist gemäß der Erfindung gelöst durch die 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 0 bis 0,3% Niob, 0 bis 8% Molybdän. 0 bis 10% Tantal, 0 bis 2% Vanadium, 5 bis ?.0% Wolfram Ό bis 1% Zirkonium, 0 bis 2% Rheniun 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% vorhanden sein dürfen zur Herstellung von Gi-sturbincnteilen, die im Gebrauch gleichzeitig Temperaturen von 925 bis 1040 C als auch Temperaturen von 705 bis 815° C ausgesetzt sind.

Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen /eigen im Bereich der bisherigen Duktilitatss;nke eine erhebliche Verbesserung der Festigkeit und Duktililät. die einhergehen mit Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit im I lochtcmpcraturbcreich. Sie sind hierbei in der Lage, über einen längeren Zeitraum selbst Temperaturen bis /u etwa 1095° C und mehr standzuhalten und können in sehr vorteilhafter Weise verarbeitet, nämlich vergossen werden. Sie besitzen herausragende und ungewöhnlich hohe Zeilslandfestigkcit sowie Duktilität in ihrer polykristallinen, also nicht gerichtet erstarrten Form.

Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den I Interansprüchen gekennzeichnet.

Die Irfmdung basiert /. T. auf dem Auffinden einer ungewöhnlichen und unerwarteten Verbesserung der /eilslandfestigkcil und der Duklililäl bei 7 (,0° C von /-gehärteten Nickelbasis-Supcrlegierungcn in folge einer his etwa 2()fachen Anhc-oung des Borgehalles über den bisher angenommenen Oplimalbetrag. Eine Aufrccht-

erhallung des Borgchaltes innerhalb dieses kritischen Bereiches der Erfindung vermeiden nicht nur die oben diskutierten Schwierigkeiten der Duktililätssenkc bei Temperaturen /wischen 705 und 815° C. sondern es zeigt sich auch ein wesentlicher Anstieg der Zeilstiindsicstigkeil bis zum Bruch bei diesen Temperaturen.

Es wurde ebenso gefunden, dall durch eine Reduzierung des KohlenstofTgehaltcs aul einen kritischen oberen Wert unterhalb des bisher bei Superlcgierungcn verwendeten Betrages die Möglichkeit besteht, sowohl die Eigenscharten im Bereich von 760° C zu verbessern und die Zeitstandfcstigkeit bis /.um Bruch und die Duktilital bei Temperaturen im Bereich von 98O°C beizubehalten oder zu verbessern. Dieser Vorteil der [-.rfindung ist wichtig in Bezug auf Bauteile von Gasturbinen, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei etwa 760 C und

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 Ausl'ührungsbcispiclen zusätzlich zur Aulrechterhaltung des Boranteils in dem vorstehend angegebenen Bereich vorgesehen, den Kohlenstoflgehalt dieser Legierung unterhalb von etwa 0,05 Gew.-"/,, zu halten. Durch die zusätzliche Einhaltung dieses Kohlcnstoflgchaltcs unterhalb dieser kritischen Obergrenze ist es möglich, Verbesserungen bei der Zc.lstandlestigkeit und bei der Duktiiitäl bei Temperaturen im Bereich von 760° C zu erzielen, während gleichzeitig die Zcitstandfcstigkcit bis zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 980⁰C verbessert wird.

Verunreinigungen und zufällig anwesende Elemente, die bei der crfindungsgemäß verwendeten Legierung

vorhanden sein können, schließen ein: Mangan, Kupfer und Silicium in Beträgen in von nicht mehr als 0,50/,,,

Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr als 0,20% und Eisen in Betragen 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 sowie Zeichnung naher erläutert.

Fi _g ^e'l^Zei'ne graphische Darstellung der prozentualen Kricchdehnung gegenüber der Zeit tür zwei Legierungen wobei eine Legierung gemäß der Erfindung zusammengesetzt ist, die andere jedoch nicht;

F'ig 2 eine graphische Darstellung der Lebensdauer im Zeitstandversuch bis zum Bruch in Stunden gegenüber dem Borgehalt in Gew.-% einiger Nickclbasislegierungcn sowohl bei 760° C und 658 N/mm' als auch bei 980° C und 203 N/mm². Die Lebensdauer im Zeitstandversuch bis zum Bruch bei 760° C und 658 N/mnv sowie 980° C und 203 N/mm² für handelsübliche Legierungen ähnlich der Legierung der Darstellung, jedoch außerhalb des Umfangs der Erfindung, ist ebenfalls in der graphischen Darstellung wiedergegeben;

Fi g 3 eine ähnliche Darstellung wie Fi g. 2, wobei jedoch anstelle der Lebensdauer im Zeilstandversuch bis zum Bruch gegenüber dem Borgehalt die prozentuale Kriechdehnung gegenüber dem Borgehalt dargestellt ist, Fig. 4 eine Wiedergabe eines Sehliffbildes in 300facher Vergrößerung einer handelsüblichen Legierung außerhalb des Rahmens der Erfindung;

Fig. 5 eine Wiedergabe eines SchlilTbildcs in 300fachcr Vergrößerung einer erllndungsgemaß verwendeten Legierung (vergleichbar mit der Legierung nach Fig. 4);
Fig. 6 eine Wiedergabe eines Schliffbildes in 7000rachcr Vergrößerung der gleichen Legierung wie in Fig. 4

^U Fig. 7 eine Wiedergabe eines Schliffbildes in 70001'acher Vergrößerung der gleichen Legierung wie gemäß

Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen mit Bor im kritischen Bereich von 0,05 bisO 3 Gc\v>% zeigen gesteigerte Zeitstandsfestigkeit bis zum Bruch und Duktilität im Temperaturbereich von 705 C bis 815 L gegenüber herkömmlichen durch /-Ausscheidungen gehärteten Nickelbasis-Supcrlcgicrungen Die erlmdungsgemäß verwendeten Legierungen sind in der Lage, einer angelegten Spannung von 658 N/mm bei /60 L ohne Bruch während einer Zeit von mehr als 120 Stunden zu widerstehen. Weiterhin ist diese Verbesserung der Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften in dem mittleren Temperaturbereich (705⁰C bis 815 C) von einer ausgeprägten vorteilhaften Auswirkung auf die Hochtemperatur (über 925° O-eigenschaftcn der thermischen Ermüdung begleitet. Erfindungsgemäß verwendete Legierungen mit einer derart verbesserten Festigkeit und Duktitität im mittleren Temperaturbereich zeigen einen erheblichen Vorteil in ihrem Widerstand gegen Wärmeermüdungsrisse bei hohen Temperaturen gegenüber Legierungen mit Bor in Betragen, 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 1 aufgeführt. Die dargestellten Werte zeigen den Betrag eines jeden Legierungsbestandteils in Gew.-·/.. Bei der Angabe von Bor und Kohlenstoff wurde versucht, in etwa das Optimum des Standes der Technik wiederzugeben. Bei den Legierungen C und D sind sowohl die Nummer des jeweiligen US-PS als auch die Handelsbezeichnung angegeben. .... _u α ι

Zu Vergleichszwecken wurden Legierungen hergestellt, die in ihrer Zusammensetzung gleich den handelsüblichen Legierungen nach Tabelle I sind, welche jedoch Bor innerhalb des kritischen Bereichs gemäß der brtindung enthalten. Analysen dieser Beispielslegierungen, die mit C-I, C-I und C-3 bezeichnet sind, sind in Tabelle

H wiedergegeben

	24 63	065	C-2	0.15	C-3
Tabelle I			0,09	9,0	0,15
	C-)		9,30	10.0	8,75
C	0.15		10.3	10.0	10,1
Cr	9,0		12,81	2.5	12,0
Co	10,0		-	1.5	-
W	12.5		-	1,5	-
Mo	-		2,08	5,5	1.98
Ta	-		4.80		4.99
Ti	2.0		0.13		0,20
Al	5,0		0,03		0.06
B	0,015		1,20		1,23
Zr	0,05		-		-
Nb	1,0		>>		1)
V	-
Ni
('·- 3.!(>4.4<i5	ΜΛΚ-Μ200
1)·- 3.164.465	ΜαΚ-Μ2·»(ι
¹I Rest
Tabelle Il			0,015
	Bcispiellegicrung	0,05
	C-I '	-
C	0,15	-
Cr	8,75
Co	10,1
W	12,0
Mo	-
Ta	-
Ti	1,98
Al	4,99
B	0,10
Zr	0,06
Nb	1,23
V	-
Ni	I)

Kl

20 25

40 45

50

') Rcsi

Standardstäbc (6,4 mm 0) wurden direkt mit den Legierungen nach Tabelle I und den Beispielslegierungen nach labelle II dadurch hergestellt, daß die Legierungen unter Vakuum erschmolzen und in Schalenformen vergossen wurden. Alle Beispielslcgierungcn wurden unter Schutzgasatmosphäre 4 Stunden lang bei 1080° C wärmebehandelt und dann an Luft gekühlt. Die Beispielslcgierungcn wurden ebenso durch eine Wärmebehandlung bei 900⁰C während 10 Stunden gealtert. Jede der handelsüblichen Legierungen nach Tabelle I wurde in Übereinstimmung mit der Empfehlung der Entwicklungsfirma der Legierungen wärmebehandelt.

Tabelle HI zeigt den Vergleich von Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch (es wurde die Zeit bis zum Bruch gemessen) und Duktilität (gemessen durch das vorangegangene Kriechen) der herkömmlichen Legierungen C einerseits und der Beispiclslegicrungen C-I, C-I und C-3 andererseits. Sämtliche Legierungen wurden bei 760⁰C und einer Spannung von 658 N/mm³ untersucht.

Die Werte der Tabelle III zeigen sehr bedeutsame Verbesserungen sowohl hei der Zeitstandfestigkeil und der Duktilitäl bei 760° C für Legierungen mit einem Borgehalt innerhalb des kritischen Bereichs dur Erfindung. Bei 0,20 Gcw.-% Bor zeigen die Werte der Bcispiclslegierung C-3 - obwohl sie gegenüber der Beispielslegierung C-2 niedriger liegen - immer noch eine augenfällige Verbesserung gegenüber Legierung C.

Die Werte gemäß Tabellen I bis III /eigen. daß die Verwendbarkeit von Nickclbasis-Supcrlegicrungcn fur Gasturbinenbauteile, deren Arbwtslcmperatur etwa 760° C nicht überschreitet, durch eine Anhebung des Borgchaltes bis zu einem Betrag, der bisher als exzessiv erachtet wurde, wesentlich erweitert werden kann. Der Bedarf im Gasturbinen-Legierungen mit verbessertem I l«>chlcmpcratur(gröBcrals925° O-Zcitstandvcrhalten ist von vergleichbarer Wichtigkeit wie die Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bis /um Bruch und der Duktilität bei etwa 760° C. Deshalb wurde der KinlluO des hohen Borgehaltes auf die Eigenschaften des Zcitstandverhaltens bis zum Bruch im Temperaturbereich von 925° C bis 1040° C untersucht. Ks wurde hier/u das Zeitstandvcrhaltcn bis zum Bruch an wiirmcbchandclten formgegossenen Versuchssläben bei 980° C und einer Spannung von 203 N/mm² durchgeführt.

ίο 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 Tabelle I gegenüber Kriechverformung und in einer merkbaren Steigerung der Duktilität, d. h. es wurde ein schwächeres, jedoch duktileres Material erhalten. Bei Gasturbinenbautcilen, die sowohl bei 760° C und 980° gutes Zeitstandverhalten bis zum Bruch und gute Duktilitiit erfordern, würde die Verwendung der Legierungen nach Tabelle I zwar zu verbesserter Duktilität bei 760° C führen, jedoch zu Lasten einer verringerten Festigkeit bei 980° C.

Tabelle III

Legierung C	0,015	46,7	0,51
Beispiel Nr.:
C-I	0,10	400,6	3,60
C-2	0,13	442,6	6.45
C-3	0,20	245,5	2.35

/cilstandwcrtc bis zum Bruch

760°C7658 N/mm²

Horgchalt Lebensdauer vorangegangenes bis zum Hruch Kriechen¹)

(Ciew.-V,,) (h) (%)

') Vorungcgjngcncs Kriechen gibt die lct/.tc Kricchablcsung vnrdcm Probenbruch an.

In Übereinstimmung mit der Erfindung wurde gefunden, daß durch Verringerung des KohlenstolTgehaltcs aul eine kritsche obere Grenze von nicht mehr als 0,05 Gew.-"/,, sowohl die Eigenschaften bei 760° C verbessert und das Zeitstandverhalten bis zum Bruch und die Duktilität bei 980° C etwa aufrechterhalten und in einigen Fällen verbessert werden können. Erfindungsgemäß verwendete Legierungen mit weniger als 0,05 Gcw.-% 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 Demonstration der Einsctzbarkcit und der Vorteile des Merkmals des niedrigen Kohlenstoffgehaltes der Erfindung wurden durch Erschmelzen unter Vakuum dreißig 453,6 g Chargen Beispiclslegierungen C-4 bis C-13 und D-I angefertigt. Standardteststangen (6,4 mm 0) wurden durch Abgießen im Vakuum in Schalenformen hergestellt; alle Proben wurden unter Schutz.atmosphärc 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. Eine Analyse der Serie D-I der Bcispielslegicrungist in Tabelle IV gezeigt, Analysen der Serie Cdcr Beispielslegierungcn in der Tabelle V. Bei allen Zusammensetzungen dieser Serien wurde der Kohlenstoffgehalt unter Verwendung normaler Ausgangslcgierungcn 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 Obergrenzc zu bestimmen.

Zeitstandversuche 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 ausgeführt Zu Vergleichszwecken wurden die gleichen Versuche mit handelsüblichen Legierungen C und Oder Tabelle 1 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 unter diesen Bedingungen wurden der technischen Literatur entnommen, die durch die jeweiligen Lcgierungshcrstcllcr zur Verfugung gestellt wurden.

Die Werte der Tabelle Vl zeigen die Anwendbarkeit der Erfindung aufcinen weiten Bereich der Superlcgierungen. Die Beispielslegierung entsprechend der handelsüblichen Legierung D wies Bor- und Kohlenstoff-

f>5 gehalte auf, die sich der Zielzusammcnsctzung annäherten, d. h. 0,01 Gcw.-% Kohlenstoff und 0,10 bis 0.12 Gcw.-% Bor. Die Ergebnisse der Vcrglcichsvcrsuchc zwischen der handelsüblichen Legierung D und der entsprechenden Serie Dder Beispielslcgierungcn 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

Aurden. Der ausgeprägteste Effekt /.cigt sich bei der Legierung K bei welcher die Lebensdauer bei 760° C (im /.cilslandversuch his zum Bruch) um mchrals den l^;aklor4 angewachsen ist, während die Duktilita'5 verdoppelt wurde. Bei 980⁰C wurde (.lic /eil bis /um Bruch mehr als verdoppelt; ein ungewöhnlich großes Anwachsen, Vergleichswerte der Legierung C und entsprechenden Serien ('der Beispielslegierungcn sind in Tabelle VIl wiedergegeben. Die Ergebnisse bei 760° C /eigen l'esligkciten, die vergleichbar sind milden vorangegangenen Ergebnissen von Legierungen mit hohem KohlenslolVanteil gemäß Tabelle 111. Dies zeigt, daß Bor wirksam ist, die Eigenschaften bei 760° C zu verbessern, unabhängig vom Kohlenstoffgehalt. Die Ergebnisse bei 980° C zeigen ein Anwachsen der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch milanwachsendem Borgehalt bis etwa 0,15 Gew.-%. Oberhalb von 0,15 Gew.-% Bor fallt die Eestigkeil leicht ab. Die Beispielslegierung C-4 zeigt sehr gutes Zeitstandvcrhaltcn bis zum Bruch bei 760⁰C; der niedrige Gehalt sowohl an Bor als auch an Kohlenstoff bewirkt •cdoeh niedrige Duktilität beim 980° C-Versuch. Darüber hinaus bewirkt die Kombination von niedrigem Bor- und niedrigem Kohlenstoffgehalt eine schlechtere Vcrgicßbarkeit und eine Tendenz der Gußstücke beim Kühlen wiihrcnd der Verfestigung zu reißen. Der Minimalborgchalt. der erforderlich ist, um diese Schwierigkeit bei Legierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehall zu vermeiden, liegt bei etwa 0,05 Gew.-%.

Tabelle IV	üeispicllegicrung
	I)-I
	0,009
c:	9,66
Cr	10.91
Co	9,66
W	2.43
Mo	1,50
Ta	1,38
Ti	5,19
Al	0,084
B	0,062
Zr	')
Ni

¹I Rcsi

Tabelle V

Beispiellcgicrung C-4 C-S

C-6

C-7

C-8

C-9

C-Il

C-! 2

C-! 3

0,0! I
9,33

10,66

12.41
1,76
5,65
0,02
0,077
0,95

0,010 8,33 10,70 12,40 1,78 5,53 0,03 0,075 0,95

0,014 8,89 10,64 12,74 1.77 5,63 0,08 0,079 0,92

0,012 8,61 10,66 12,84 1,78 5,80 0,14 0,068 0,92

0,011 8,64 10,71 12,48 1,75 5,41 0,15 0,074 0,92

0,018 8,97 iO,78 12,55 1,77 5,13 0,20 0,065 0,91

0,018 8.96 !0.60 12,41 1,76 5,15 0.2 3 S 0,054 0,85

0,045 9,50

10,50

12,5 2,0 4,98 0,10 0,060 1,09

0,023 9,54 10,69 11,84 1,75 4,76 0,28 0,053 0,88

0,033 10,00 10,54 13,15 1,75 4,76 0,39 0,038 0,79

') Rest

Die Werte des Zeiistandverhaltens, die vorstehend diskutiert und in den Tabellen IH und VI bis IX niedergelegt sind, wurden, wie erwähnt, unter Verwendung von gegossenen Standardstangen mit einem Durchmesser von 6,4 mm erhalten. Um zu demonstrieren, daß die Eigenschaftsverbesserungen für Turbinenbauteile von Interesse sind, wurden einige Turbinenschaufclgußkörper aus der Legierung C-I hergestellt, und es wurden Proben aus diesen Gußkörpern geschnitten. Die Versuche wurden unter gleichen Temperatur- und Spannungsbedingungen wie vorstehend angegeben durchgeführt; die Ergebnisse sind in Tabelle VIII wiedergegeben. Die Werte zeigen die erwartete Verringerung im Vergleich zu den Eigenschaften der Teststangen, der Betrag an

Festigkeit und Duktilitat ist jedoch außergewöhnlich gut für Proben, die aus Turbincnbautcilgußkörpcrn hergestellt sind.

Tabelle VI	Bor	Kohlenstoff (Cicw.-X)	/ctlstandwerlc bis 7Wl- (7658 N/mm	/um Bruch	^l)80"(72()3	N/mm-¹	5,0	7,5
	0,015	0,15	Lebensdauer Ih)	vorangegangenes Kriechen (¹A)		Lebensdauer Knddchnung (h) (7.)	4,8
	0,084	0,009	120,0	2,2	50,0		2,2
Legierung D			432,8	4,3	58.1	N/mm²	2.4
Beispiel Nr.: D-I						Lebensdauer F.nddehnung (h) (%)	4,2
Tabelle VII	Bor (Gcw.-%)	Kohlenstoff (üew.-%)	Zeitstandwerte bis 760° C/658 N/mm	zum Bruch	980° C7203	96,8	6,0
	0,015	0,15	Lebensdauer (h)	vorangegangenes Kriechen (%)		5.8
			46,7	0,51	73.6	4,5
Legierung C	0,02	0,011			85,2	4.2
Beispiel Nr.:	0,03	0,010	314,8	3,50	113,9	7,0
C-*	0,08	0,014	392,2	2,57	122.4	4.6
C-5	0,14	0,012	448,0	2,36	128.3	MJ
C-6	0,15	0,011	452,9	3,53	117.1
C-7	0,20	0,01«	468.6	2,21	64.8
C-8	0,235	0,018	459,8	2,03	92,3
C-9	0,10	0,045	458,6	1,57	43,0
C-IO	0,28	0,023	397,2	2,59	14,7
C-Il	0,39	0,033	347.4	2,11
C-12			80.7	1,56
C-13

Ein anderer wesentlicher Gesichtspunkt, den Uasturbincnhcrstellcr bei der Auswahl von Hochtemperaturmaterialien berücksichtigen müssen, ist das Vermögen der ausgewählten Legierung, die ursprünglichen Eigenschaften nach einer langen Zeit, während der die Legierung hohen Temperaturen ausgesetzt war, beizubehalten. Die in ihrer Größe gegossenen Versuchsstangen der Bcispiclslcgicrung C-7 wurden 1000 Stunden lang auf ihr Zeitstandverhalten bei 815° C unter einer Belastung von 280 N/mm·' untersucht und anschließend mikrostrukturell überpfrüft. Es wurde keine schädliche Phasenbildimg beobachtet. Anschließende Untersuchung des Zcilstandverhaltens bis zum Bruch bei 760° C und 658 N/mm' wurde zu Vcrglcichszweckcn mil der Legierung in ihrem warmebehandclten Zustand durchgeführt. Die in Tabelle IX dargestellten 1-lrgebnissc zeigen keine wesentliche Änderung in der Lebensdauer bis zum Bruch und eine Verbesserung der Duktilitat bei 760° C.

Fig. I zeigt die Zeitstandwerte einer typischen Legierung ('und einer der Beispiellegicrung C-7 (als Tcslstange) beim 760° C-Test. In Fi g. I ist die prozentuale Kriechdehnung gegenüber der /.eil aufgetragen. Die verbesserten Ergebnisse, die mit den crfindungsgemäß verwendeten Legierungen erhallen wurden, sind eindrucksvoll.

Tabelle VIII	Zeit-tandwcrte bis 760°C7658 N/mm·'	zum Bruch	980°C72()3 N/mm·'	Knddchnung <%)
	Lebensdauer <h)	vorangegangenes Kriechen (%)	Lebensdauer <h>	4,5
Probcn-Nr.	."!71,9	4,36	42,5	7.1
1	264.4	3,38	63,3	5,1
2	172,4	2,00	54,4	11.4
3	2S 1.5	3.50	39,6	7.2
4	-	-	49,4	11.5
5			46,1
6

	24 63	IX	065	vorangegangenes Kriechen (%)
Tabelle			3,53
	Probenbehandlung		4,03
Bcispiel- Nr.	wärmebchandclt
C-7	wärmcbchandelt plus 1000h815°C bei 280 N/mm³	/cilstancjwcrlc bis /um Bruch 760° (.7658 N/mm⁷
C-7	Lebens dauer (h)
452,9
463,3

Fi g. 2 und 3 zeigen die kritische Beziehung zwischen Borgehall sowie Festigkeit und Duktilität. Fi g. 2 ist eine 15 Darstellung des Zeitslandvcrhaltens bis zum Bruch in Stunden gegenüber dem Borgehalt in Gew.-% der C-Legierungssericn mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (weniger als 0,05 Gew.-%) sowohl bei 760° C und 658 N/mra^! als auch bei 980° C und 203 N/mm². Das Zeitstandvcrhalten fur die handelsübliche Legierung C bei 760° C und 658 N/mm² und 980° C und 203 N/mm' ist auf der Zeichnung jeweils mit den Punkten A und B angegeben. Es ist augenscheinlich, daß wesentliche Verbesserungen im Zeitslandverhalten bis zum Bruch bei 760° C durch 20 Aufrechterhalten des Borgehaltcs innerhalb des kritischen Bereiches der Erfindung erzielt werden.

Fig. 3 ist eine Darstellung der Kricchdehnung in Pro/cnt gegenüber dem Borgehalt für C-Serienlegierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt sowohl bei 760° C und 658 N/mm³ als auch bei 980° C und 203 N/mm². Die prozentuale Kricchdehnung tür handelsübliche Legierungen sowohl bei 760° C und 658 N/mm² als auch bei 980° C und 203 N/mm² sind ebenfalls in der Zeichnung dargestellt, jeweils an den Punkten A und B. Wiederum 25 sind wesentliche Verbesserungen bei 760° C bei Legierungen mit Bor innerhalb des kritischen Bereichs der Erfindung zu ersehen. Während die prozentuale Kricchdehnung bei 980° C und erfindungsgemaß zu verwendenden Legierungen nicht so groß ist wie bei handelsüblichen Legierungen, so sind doch die erzielten Werte sehr akzeptabel.

Es wurden melallographischc Prüfungen durchgeführt, um nach Möglichkeit den für die beobachtete Verbes- 30 serung der Werte verantwortlichen Mechanismus zu erklären. Fig. 4 zeigt die normale MikroStruktur der handelsüblichen Legierung C" im Gußzustand bei 300facher Vergrößerung. Die schwach geätzten Dendritenarme oder zweigartigen Flächen zeigen Wolframsegrcgationen an. Einige litanreiche Carbide sind im unteren Mittelteil der Aufnahme zu sehen.

Die fotographischc Mikroaufnahme nach F i g. 5, ebenfalls mit 3(K)facher Vergrößerung, zeigt die wesentliche 35 mikrostrukturelle Änderung, die durch das zugefügte Bor und den reduzierten Kohlenstoff der Beispielslegierung C-7 bewirkt wird. Die Reduzierung des Kohlenstoffs auf weniger als 0,02 Gew.-% stellt Titan frei, welches vordem als stabiles Carbid vorlag. Der Mehrbetrag an verfügbarem Titan in der Legierung resultiert in der Bildung eines y-y'-Eutektikums an den Korngrenzen; dies ist ein mikrostruktureller Effekt, der zur Verbesserung || der Duktilität bei 760° C bekannt ist. Die Bcigjbc von Bor führt zur Bildung von diskreten Korngrenzenteilchen, 40 i| die durch die Elcktroncnstrahl-Mikrosondcnanalyse als ein Borid des MiBj-Typs identifiziert wurde, wobei M || (in der C-Lcgicrungsscric) Chrom und Wolfram ist. Diese Korngrcnzenteilchen sind verantwortlich für eine ig Anglcichung der Duktililät im Zeitstandversuch bei 980° C an Legierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. |S

In den F i g. 6 und 7 sind F.lcktroncnmikroskopaufnahmcn der handelsüblichen Legierung Cund der Beispiels- |j

legierung C-7 mil jeweils 70001'acher Vergrößerung gezeigt. Fig. 6 zeigt, wie vorstehend als Normalfall bezeich- 45 ^, net, an den Komgrcnzcn angesiedelte Boride. In F i g. 7 kann eine Boridausscheidung innerhalb eines jeden der ||,

y'-Teilchen beobachtet werden. Dies ist ein Phänomen, das bei Supcrlcgierungen konventionellerer Zusam- |jj

niensetzungen nicht vorliegt. Das Vorhandensein von sehr feinen Boridtcilchen scheint Versetzungsbewegun- ß

gen durch die y'-Teilchen zu verzögern und erzeugt im wesentlichen eine Dispersionshärtung, die sich in einem i|

verbesserten Widerstand gegen Kriechverformung bei 980° C auswirkt. Dieser mirkostrukturelle Effekt wurde so |ί in handelsüblichen Legierungen nicht beobachtet. ·;ί

Viele der erfindungsgcmäU verwendeten Legierungen können extrudierl und heiß geschmiedet werden. j;

Geschmiedete, hochfeste Nickclbasis-Supcrlcgierungcn werden normalerweise dann verwendet, wenn Duktili- Rj

tat und BruchzähigVeil im Temperaturbereich von 540°C bis 815° C von primärem Interesse sind. Solche >

Anwendungsfiillc schließen Turbincnschcibcn für Gasturbinen und Kompressoren ein. 55 ;'.-.;

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

Hierzu 4 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung einer Superlegicrung auf Nickclbasis, 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, ίο 0 bis 20% Kobalt,

0 bis 3% Niob, 0 bis 8% Molybdän.

0 bis 10% Tantal, 0 bis 2% Vanadium. 5 bis 20% Wolfram.

0 bis 1% Zirkonium, 0 bis 2% Rhenium

und Rest 35 bis 85% Nickel mit den üblichen herstcllungsbedingtcn Verunreinigungen, mit der Maßgabe, das 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% vorhanden sein dürfen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauch gleichzeitig Temperaturen von 925 bis 1040° C als auch Temperaturen von bis 815° C ausgesetzt sind.

2. Verwendung einer Superlegicrung nach Anspruch I

mit 2 bis 8% Aluminium, 0,75 bis 3% Titan Tür den Zweck nach Anspruch

3. Verwendung einer Superlegicrung nach Anspruch I 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 Pur den Zweck nach Anspruch

4. Verwendung einer Superlegicrung nach Anspruch ! mit

2 bis 8% Aluminium, 0,75 bis 3% Titan, 2 bis 17% Kobalt,

6 bis 17% Chrom,

0 bis 0,35 Kohlenstoff, 0,25 bis 3% Niob, 5 bis 20% Wolfram, 0,001 bis 0,5% Zirkonium,

0 bis 3% Tantal und

40 bis 80% Nickel für den Zweck nach Anspruch

5. Verwendung einer Supcrlcgierung nach Anspruch I mit

4,75 bis 5,5% Aluminium,

1 bis 2,5% Titan, 8 bis 12% Kobalt, 8 bis 10,25% Chrom, 0 bis 0,17% Kohlenstoff, 0,75 bis 1,8% Niob, 11 bis 16% Wolfram.

0 bis 0,2% Zirkonium, Rest Nickel für den Zweck nach Anspruch

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

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

7. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch (i mil

0.075 bis 0,20 Bor für den /weck nach Anspruch

8. Verwendung einer Superlegierung nach den Ansprüchen 1 bis 7

mil nicht mehr als 0,05% Kohlenstoff für den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 7.

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

Ausscheidmigsgehärtete Nickelbasis-Supcrlegierungen werden wegen ihrer Festigkeit bei hohen Temperaturen als Material zur Herstellung von Bauteilen Tür die Hochtemperaturstufen von Gasturbinen vewendeL Die Ausscheidungen bestehen aus einer intermetallischen Verbindung, die in der Regel als /-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 aufdie Verbesserung der Eigenschaften bei höheren Temperaturen gelegt. Gute Hochtemperatureigenschaften sind deshalb von Belang, weil bei den Turbinenneukonstruktionen die Betriebstemperaturen zur Er/.ielung eines besseren Wirkungsgrades und eiiier höheren Leistung angehoben wurden. Hochtemperatureigenschaften von besonderem Einfluß sind u.a. Zeitstandsfcsligkeit und Kriechrestigkeit, Widerstand gegen Wärmeermüdung und Korrosionswidcrstand. ,„„.,. „.„„..

Es ist bekannt daß die Wärmcermüduig mit der Duktilität bei mittleren Temperaturen (705 C bis 813 UJ in Verbindung steht. Je größer die Duktilität in diesem Bereich ist, um so widerstandsfähiger ist die Legierung gegen thermische Ermüdung. Generell kann gesagt werden, daß Legierungen mit hoher Bruch- und Knecnfestigkeit 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 fur die thermische Ermüdung bei diesen höheren Temperaturen.

Das Zufügen von Bor- und Kohlenstoff zu Hochtemperaturlcgicrungen ist an sich bekannt, vgl. Ub-rs 31 55 501 Die Lcgicrungscigenschaften, die gemeinhin durch die Beigabe von etwas Bor- und Kohlenstoff begünstigt werden, schließen Duktilität. Festigkeit. Schmiedbarkeit und in einigen Fällen Vergießbarkeit ein. Der gegenwärtige Wissenstand auf dem Gebiete der Supcrlegierungs-Metallphysik laßt aber eine präzise Erklärung des exakten des für diese Verbesserung der Eigenschaften verantwortlichen Mechanismus nicht zu. Die Notwendigkeit der Anwesenheit beider Elemente wird bei Supcrlegierungcn 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 /u 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 bei-