DE2463066C2 - Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von Gasturbinenteilen - Google Patents
Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von GasturbinenteilenInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung v
Gasturbinenteilen. U
Ausscheidungsgcnartete Nickelbasis-Superlegierungen werden wegen ihrer Festigkeit bei hohen Temperati||
ren als Material zur Herstellung von Bauteilen für die Hochtemperaturstufen von Gasturbinen verwendet. Di^
AusscheiJungen bestehen aus einer intermetallischen Verbindung, die in der Regel als y'-Phase bezeichnet
wird, mit der allgemeinen Formel Ni.i (Al, Ti). In den vergangenen Jahren wurden die Eigenschaften solcher
Legierungen bei niedrigeren Temperaturen zwar nicht verkannt. Dennoch wurde bei der Entwicklung de):
Legierungen die Betonung mit auf die Verbesserung der Eigenschaften bei höheren Temperaturen gelegt. Gut£
Hochtemperatureigenschaften sind deshalb von Belang, weil bei den Turbinenneukonstruktionen die Betriebs?
temperaturen /ur Erzielung eines besseren Wirkungsgrades und einer höheren Leistung angehoben wurdejis
bo Hochlemperaturcigenschaften von besonderem Einfluß sind u. a. Zeitstandsfestigkeit und KriechfestigkeUj
Widerstand gegen Wärmeerniüdung und Korrosionswiderstand. ||
Es ist bekannt, daß die Wiirmecrmüdung mit der Duktilitiit bei mittleren Temperaturen (705 bis 815°C) ift
Verbindung sieht. Je größer die Diiktililäl in diesem Bereich ist, um so widcrstandslahiger ist die Legierung
gegen thermische Ermüdung. Generell kann gesagt werden, daß Legierungen mit hoher Bruch- und Kriech-
b5 festigkeil bei hohen Temperaturen keinen entsprechenden Widerstand gegen thermische Ermüdung und gegen
Korrosion bei diesen Temperaturen haben. Im Gegensat/ 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
3155501. Die Legierungseigenschaften, die gemeinhin durch die Beigabe von etwas Bor- und Kohlenstoff
begünstigt werden, schließen Duklilität, Festigkeil, Schmiedbarkeil und in einigen Fällen Vergießbarkeit ein.
Der gegenwärtige Wissenstand auf dem Gebiete der Superlegierungs-Melallphysik läßt aber eine präzise Erklärung
des exakten, des für diese Verbesserung der Eigenschaften verantwortlichen Mechanismus 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.i (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 Gastur-Ibinen
im Wurzelteil der Turbinenschaufeln oder der entsprechenden Bereiche von Turbinenscheiben aufgrund
er Kühlung durch den massiven Innenbereich des Rotors niedrigere Temperaturen einstellen als im radial
;esehen äußeren Bereich der Schaufeln. Häufig liegt die Temperatur des Wurzeiteils im Temperaturbereich der
sogenannten Duktilitäxssenke von etwa 705 bis 8150C, in dem es zu einem ausgeprägter. 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-Superlegierung der eingangs genannten Art zu
verwenden, die neben guten Hochtemperatureigenschaften 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 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 bis3%Niob,0 bis 8% Molybdän, 2,3 bis 10%Tantal,0 bis 2% Vanadium,0bis20% WoIffram,0bis
1% Zirkonium,0 bis 2% Rhenium und Rest 35 bis 85% Nickel mit den ilblichen 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 dür-H
fen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauch gleichzeitig Temperaturen von 925 bis 10400C als
Si! auch Temperaturen von 705 bis 815°C ausgesetzt sind.
Hi Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen zeigen im Bereich der bisherigen Duktilitätssenke eine erhebliche
Verbesserung der Festigkeit und Duktilität, die einhergehen mit Festigkeil und Korosionsbeständigkeit
im Hochtemperaturbereich. Sie sind hierbei in der Lage, über einen längeren Zeitraum selbst Temperaturen
bis zu etwa 10950C 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.
P Die Erfindung basiert z. T. auf dem Auffinden einer ungewöhnlichen una unerwarteten Verbesserung der
Il Zeitstandfestigkeit und der Duktilität bei 76O0C von /-gehärteten Nickelbasis-Superlegierungen in Folge einer
fc'i bis etwa 20fachen Anhebung des Borgehaltes über den bisher angenommenen Optimalbetrag. Eine Aufrechter-J»;;
haltung des Borgehaltes innerhalb dieses kritischen Bereiches der Erfindung vermeiden nicht nur die oben
jj| diskutierten Schwierigkeiten der Duktilitätssenke bei Temperaturen zwischen 705 und 815°C, sondern es zeigt
ft sieh auch ein wesentlicher Anstieg der Zeitstandsfestigkeil bis zum Bruch bei diesen Temperaturen.
te Es wurde ebenso gefunden, daß durch eine Reduzierung des KohlenstolTgehaltes auf einen kritischen oberen ρ Wert unterhalb des bisher bei Superlegierungen verwendeten Betrages die Möglichkeit besteht, sowohl die P Eigenschaften im Bereich von 76O0C zu verbessern und die Zeilstandfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität M bei Temperaturen im Bereich von 98O0C beizubehalten oder zu verbessern. Dieser Vorteil der Erfindung ist wichtig in bezug auf Bauteile von Gasturbinen, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei etwa 7600C und 9800C erfordern.
te Es wurde ebenso gefunden, daß durch eine Reduzierung des KohlenstolTgehaltes auf einen kritischen oberen ρ Wert unterhalb des bisher bei Superlegierungen verwendeten Betrages die Möglichkeit besteht, sowohl die P Eigenschaften im Bereich von 76O0C zu verbessern und die Zeilstandfestigkeit bis zum Bruch und die Duktilität M bei Temperaturen im Bereich von 98O0C beizubehalten oder zu verbessern. Dieser Vorteil der Erfindung ist wichtig in bezug auf Bauteile von Gasturbinen, die verbesserte Eigenschaften sowohl bei etwa 7600C und 9800C 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 Duklilität bei Temperaturen im Bereich von 760°C anzuheben.
In weiterer Ausbildung der Erfindung ist bei bevorzugten Auslührungsbeispielen zusätzlich zur Aufrechterhaitung
des Boranteils in dem vorstehend angegebenen Bereich vorgesehen, den Kohlenstoffgehalt dieser Legierung
unterhalb von etwa 0,05 Gew.-% zu halten. Durch die zusätzliche Einhaltung dieses Kohlenstoffgehaltes
unterhalb dieser kritischen Obergrenze ist es möglich, Verbesserungen bei der Zeitstandfestigkeit und bei der
Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 76O0C zu erzielen, während gleichzeitig die Zeitstandfestigkeit bis
zum Bruch und die Duktilität bei Temperaturen im Bereich von 9800C verbessert wird.
Verunreinigungen und zufällig anwesende Elemente, die bei der 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 Beträgen von nicht mehr als 0,20% und Eisen in Beträgen von nicht mehr als 2,0%.
Verunreinigungen, wie z. B. Stickstoff, Wasserstoff, /.inn. Blei, Wismut, Calcium und Magnesium sollten in ihrer
Konzentration so niedrig wie praktisch vertretbar gehallen werden. .
Die Erfindung sei nunmehr anhand der folgenden Beschreibung naher erläutert.
Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen mil Bor im kritischen Bereich von 0.05 bis 0,3 Gew.-% zeigen
gesteigerte Zeilstandslcsligkeil bis zum Bruch und Duktililäl im Temperaturbereich von 7O5°C bis 815°C
gegenüber herkömmlichen durch y'-Ausscheidungen gehärteten Nkkelbasis-Superlegierungen. Die erfin-
dungsgemäB verwendeten Legierungen sind in der Lage, einer angelegten Spannung von 658 N/mm2 bei 7600C
ohne Bruch während einer Zeit von mehr als 120 Stunden zu widerstehen. Weiterhin ist diese Verbesserung der
Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften in dem mittleren Temperaturbereich (705° C bis 815°C) von einer ausgeprägten
vorteilhaften Auswirkung auf die Hochtemperatureigenschaften (über 925°C) der thermischen
5 Ermüdung begleitet. Erfindurigsgemäß verwendete Legierungen mit einer derart verbesserten Festigkeit und
Duktiliiät 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 Gasturbi-
Die Zusammensetzungen von einigen der wichtigeren herkömmlichen Legierungen, die derzeit in Gasturbi-
10 nen 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 A, B und F sind sowohl die Nummer der
jeweiligen US-PS als auch die Handelsbezeichnung angegeben. Zu VergJeichszwecken wurden Legierungen hergestellt, die in ihrer Zusammensetzung gleich den handels-
15 üblichen Legierungen nach Tabelle I 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.
A* | B* | F* | |
C | 0,10 | 0,10 | 0,21 |
Cr | 8,0 | 10,0 | 12,5 |
Co | 10,0 | 10,0 | 9,0 |
W | - | - | 3,9 |
Mo | 6,0 | 3,0 | 2,0 |
Ta | 4,25 | 7,0 | 3,9 |
Ti | 1.0 | 1,0 | 4,2 |
Al | 6,0 | 6,0 | 3,2 |
B | 0,015 | 0,015 | 0,02 |
Zr | 0,10 | 0,10 | 0,10 |
Nb | - | - | - |
V | - | - | - |
Ni | (D | (D | (D |
Λ· = .1 .110.199
B* ■ .1 310.199 Γ* - .1M9 182 |
B-1911(1
B-1910 IN-792 |
||
(11 Kcsl | |||
Tabelle Ii | |||
Beispic !legierungen Λ-1 |
B-I |
C | 0,12 | 0,11 |
Cr | 7,87 | 10,2 |
Co | 10,15 | 10,0 |
W | - | - |
Mo | 6,06 | 3,05 |
Ta | 4,40 | 6,75 |
Ti | 1,08 | 1,12 |
Al | 5,95 | 6,30 |
B | 0,10 | 0,10 |
Zr | 0.05 | 0,14 |
Nb | - | - |
V | - | - |
Ni | (1) | (I) |
(1) Rom |
Standardstäbe (6,4 mm 0) wurden direkt mit den Legierungen nach Tabelle I und den Beispiellegierungen
nach Tabelle Il dadurch hergestellt, daß die Legierungen unter Vakuum erschmolzen und in Schalenlormen
vergossen wurden. Alle Beispiellegierungen wurden unter Schutzgasatmosphäre 4 Stunden lang bei IO8O°C
wärmebehandelt und dann an Luft gekühlt. Die IJeispielslegicrungcn wurden ebenso durch eine Wärmebehandlung
bei 9C)O0C 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 Zcitstandlesligkeit bis /um Bruch und Dukliliüit (gemessen durch das
vorangegangene Kriechen) der herkömmlichen Legierungen Λ und B einerseits und der Beispiellegierungen
A-I sowie B-I andererseits. Sämtliche Legierungen wurden bei 7600C und einer Spannung von 658N/mm2
untersucht.
Die Werte der Tabelle III zeigen sehr bedeutsame Verbesserungen sowohl bei der Zeitstandfestigkeit bis zum
Bruch und der Duktilität bei 7600C für Legierungen mit einem Borgehall innerhalb des kritischen Bereichs der
Erfindung.
Die Werte gemäß Tabellen 1 bis Hl zeigen, daß die Verwendbarkeil von Nickelbasis-Superlegierungen Tür
Gasturbinenbauteile, deren Arbeitstemperalur etwa 7600C 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-Legierungen mil verbessertem Ilochtemperatur-Zeitstandverhalten (größer als
9250C) ist von vergleichbarer Wichtigkeit wie die Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bis zum Bruch und der
Duktilität bei etwa 76O0C. Deshalb wurde der Einfluß des hohen Borgehaltes auf die Eigenschaften des
Zeitstandverhalten bis zum Bruch im Temperaturbereich von 925°C bis 10400C untersucht. Es wurde hierzu
das Zeitstandverhalten bis zum Bruch an wärmebehandelten formgegossenen Versuchsstäben bei 9800C und
einer Spannung von 203 N/mm2 durchgeführt.
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 Gasturbinenbauteilen, die sowohl bei 7600C und 9800C
gutes Zeitstandverhalten bis zum Bruch und gute Duktilität erfordern, würde die Verwendung der Legierungen
nach Tabelle I zwar zu verbesserter Duktilität bei 7600C führen, jedoch zu Lasten einer verringerten Festigkeit
bei 9800C.
Tabelle III | Borgehall (Gew.-'Ä) |
/.eitstandwerte bis zum Bruch 760°C7658 N/mm: |
voran gegangenes Kriechen1) (%) |
0,016 | Lebensdauei bis zum Bruch (h) |
1,98 | |
0,10 | 31,0 | 6,80 | |
Legierung A | 0,015 | 229,6 | 3,68 |
Beispie! Nr.: A-I |
0.10 | 102,1 | 8.95 |
Legierung B | 2972 | ||
Beispiel Nr.: B-I |
|||
1J Vorangegangenes Kriechen giht die lel/le Kricchablesung vordem
Probenbruch an.
Probenbruch an.
In Übereinstimmung mit der Erfindung wurde gefunden, daß durch Verringerung des Kohlenstoffgehaltes auf
erne kritische obere ore π ze von nicht mein als 0,05 Gew.-% sowohl die Eigenschaften bei 7600C verbessert und
das Zeitstandverhalten bis zum Bruch und die Duktilität bei 9800C etwa aufrechterhalten und in einigen Fällen
verbessert werden können. Erfindungsgemäß verwendete Legierungen mit weniger als 0,05 Gew.-% Kohlenstoff
sind in der Lage, angelegten Spannungen von 203 N/mm2 bei 9800C für einen Zeitraum von mehr als 40 Stunden
ohne Bruch standzuhalten.
Zur Demonstration der Einsetzbarkeit und der Vorteile des Merkmals des niedrigen Kohlenstoffgehaltes der
Erfindung wurden durch Erschmelzen unter Vakuum dreißig 453,6 g Chargen-Beispielslegierungen A-2, B-2
und F-I angefertigt. Standardteststangen (6,4 mm 0) wurden durch Abgießen im Vakuum in Sehalenformen
hergestellt; alle Proben wurden unter Schutzatmosphäre bei 10800C 4 Stunden lang wärmebehandelt. Nach
Abkühlen an Luft wurden alle Proben zur Alterung einer Wärmebehandlung bei 9000C während 10 Stunden
ausgesetzt. Analysen der Serien A, B und F der Beispielslegierungen sind in Tabelle IV gezeigt. Bei allen
Zusammensetzungen wurde der Kohlenstoffgehall unter Verwendung normaler Ausgangslegierungen und
Metalle bei der Herstellung jeder Charge auf dem geringstmöglichen Wert gehallen. Ein solches Vorgehen ist
üblich. Sofern erforderlich, wurde KohlenstofTjedoch absichtlich zugegeben, um die kritische Obergrenze zu
bestimmen.
Zeitstandversuche bis zum Bruch wurden bei 980°C und einer Spannung von 203 N/mm2 sowie bei 7600C
und einer Spannung von 658 N/mm2 bei allen Beispielslegierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt
ausgeführt. Zu Vergleichszwecken wurden die gleichen Versuche mit handelsüblichen Legierungen A, B
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 Legierung F unter diesen Bedingungen
wurden der technischen Literatur entnommen, die durch die jeweiligen Legierungshersteller zur Verfugung
gestellt wurden.
Beispiellegierung | U-2 | K-I | |
A-2 | 0,040 | 0,009 | |
C | 0,014 | 10,56 | 11,35 |
Cr | 9,75 | 11,76 | 9,43 |
Co | 12,15 | - | 4,i8 |
W | - | 3,10 | 2,04 |
Mo | 5,89 | 5,70 | 4,23 |
Ta | 3,71 | 0,99 | 3,69 |
Ti | 0.96 | 6,03 | 3,92 |
Al | 5,95 | 0,HW | 0,096 |
B | 0,081 | 0,084 | 0,083 |
Zr | 0,073 | (D | (D |
Ni | (D | ||
(1) Rest |
Die Werte der Tabelle V zeigen die Anwendbarkeit der Erfindung auf einen weiten Bereich der Superlegierungen.
Die Beispiellegierungen entsprechend den handelsüblichen Legierungen A, B und F wiesen Bor-
und Kohlenstoffgehalte auf, die sich der Zielzusammensetzung annäherten, d. h. 0,01 Gew.-% Kohlenstoff und
0,10 bis 0,12 Gew.-% Bor. Die Ergebnisse der Vergleichsversuche zwischen den handelsüblichen Legierungen
A, B und F und den entsprechenden Serien A, B und F der Beispielslegierungen gemäß Tabelle V zeigen in
sämtlichen Fällen, daß sehr wesentliche Verbesserungen sowohl bei 7600C und 9800C 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 76O0C (im Zeitstandversuch bis zum Bruch) um mehr als den
Faktor 4 angewachsen ist, während die Duktilitäl verdoppelt wurde. Bei 980°C wurde die Zeit bis zum Bruch
mehr als verdoppelt; ein ungewöhnlich großes Anwachsen.
Kohlenstoff | Zeilslandwerie bis zum Bruch | 980° 0/203 N/mm2 | |
(Gew.-0/.) | 760°C/f>58 N/mm- | Lebensdauer Enddehnung | |
Bor | Lebensdauer vorangegangenes | (h) (%) | |
(Gew.-%) | (h) Kriechen ("/.) | ||
Legierung A Beispiel Nr.: A-2 Legierung B Beispiel Nr.: B-2 Legierung D
Beispiel Nr.: D-I Legierung F Beispiel Nr.: F-I
0,016
0,081 0,010
0,109 0,015
0,084 0,02
0,096
0,12
0,014 0,11
0,040 0,15
0,009 0,21
0,009
1,98
146,5 | 7,3 |
102,1 | 3,68 |
206,0 | 5,1 |
120,0 | 2,2 |
432,8 | 4,3 |
62,0 | 3,5 |
254,4
8,1
53,2
44,8
50,3
50,3
52,4
50,0
50,0
58,1
30,0
30,0
79,2
6,0
9,9 9,3
13,0 5,0
4,8 11,0
11,7
Viele der erfindungsgemäß verwendeten Legierungen können cxtrudicrt und heiß geschmiedet werden.
Geschmiedete, hochfeste Nickelbasis-Supcrlcgierungcn werden normalerweise dann verwendet, wenn Uuklilität
und Bruchzähigkeit im Temperaturbereich von 540°C bis 815°C von primärem Interesse sind. Solche
Anwendungsialle schließen Turbinenscheiben für Gasturbinen und Kompressoren ein.
Im Rahmen der Erfindung liegt auch die Verwendung der Pulvermetallurgie zur Steuerung der Größe,
Morphologie und Verteilung der oben beschriebenen Borid-Mikrokonstituenten.
Claims (8)
1. Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis, bestehend aus
5 bis 22% Chrom,
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,
ίο 0 bis 3% Niob,
ίο 0 bis 3% Niob,
0 bis 8% Molybdän,
2,3 bis 10% Tantal,
0 bis 2% Vanadium,
0 bis 20% Wolfram,
0 bis 1% Zirkonium,
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 SiIi
zium in Beträgen von nicht mehr als 0,5% Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr las 0,2% undj
Eisen bis zu maximal 2,0% vorhanden sein dürfen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauc!
mit den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen, mit der Maßgabe, daß Mangan, Kupfer und SiIi
zium in Beträgen von nicht mehr als 0,5% Schwefel und Phosphor in Beträgen von nicht mehr las 0,2% undj
Eisen bis zu maximal 2,0% vorhanden sein dürfen zur Herstellung von Gasturbinenteilen, die im Gebrauc!
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,
2 bis 8% Aluminium,
0,75 bis 3% Titan für den Zweck nach Anspruch 1.
3. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch I mit
4 bis 8% Aluminium,
0,75 bis 2,5% Titan,
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 1.
40 bis 80% Nickel für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch 1 mit
4,75 bis 5,5% Alumnium,
4,75 bis 5,5% Alumnium,
I bis 2,5% Titan,
8 bis 12% Kobalt,
8 bis 12% Kobalt,
8 bis 10,25% Chrom
0 bis 0,17% Kohlenstoff,
0,75 bis 1,8% Niob,
0,75 bis 1,8% Niob,
II bis 16% Wolfram,
0 bis 0,2% Zirkonium,
0 bis 0,2% Zirkonium,
Rest Nickel für den Zweck nach Anspruch 1.
5. Verwendung einer Superlegierung nach den Ansprüchen 1 bis 4 mit
0,07 bis 0,25% Bor für den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 4.
0,07 bis 0,25% Bor für den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 4.
6. Verwendung einer Superlegierung nach Anspruch 5 mit
0,075 bis 0,20% Bor für den Zweck nach Anspruch 5.
0,075 bis 0,20% Bor für den Zweck nach Anspruch 5.
7. Verwendung einer Superlegierung nach den Ansprüchen I bis 6 mit nicht mehr
als 0,05% Kohlenstoff tür den Zweck nach den Ansprüchen 1 bis 6.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US346815A US3869284A (en) | 1973-04-02 | 1973-04-02 | High temperature alloys |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2463066C2 true DE2463066C2 (de) | 1984-07-05 |
Family
ID=23361158
Family Applications (4)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE2463066A Expired DE2463066C2 (de) | 1973-04-02 | 1974-03-28 | Verwendung einer Superlegierung auf Nickelbasis zur Herstellung von Gasturbinenteilen |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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