DE2527425A1

DE2527425A1 - Gerichtet verfestigte eutektische legierungen auf nickelbasis

Info

Publication number: DE2527425A1
Application number: DE19752527425
Authority: DE
Inventors: John Lee Walter
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1974-06-24
Filing date: 1975-06-20
Publication date: 1976-01-15
Also published as: FR2276393A1; FR2276393B1; GB1517332A; IL47292A; BE830552A; IL47292A0; IT1039317B; US3944416A; JPS5117113A

Description

Gerichtet verfestigte eutektische Legierungen auf Nickelbasis

Die vorliegende Erfindung betrifft Zusammensetzungen eutektiseher Superlegierungen und Gegenstände daraus und insbesondere betrifft sie solche Zusammensetzungen und Gegenstände, die eine Superlegierungsmatrix verstärkt mit ausgerichteten Karbidfasern aufweisen.

Die Anforderungen an die Leistungsfähigkeit von Gasturbinen, wie sie zum Antrieb von Luftfahrzeugen verwendet werden, steigen mit fortschreitenden Entwürfen ständig. Es besteht daher also eine beständige Notwendigkeit für verbesserte Materialien für Komponenten von Gasturbinen, die in Umgebungen hoher Temperatur betrieben werden. Diese Materialien sind kritisch, da sie die

509883/0 694

Gesamtleistungsfähigkeit der Turbinen beeinflussen und sie es den Konstrukteuren gestatten können, die erzeugte Leistung, die Betriebstemperaturen, die Lebensdauer oder eine Kombination dieser Paktoren zu erhöhen.

Die Entwicklung von Superlegierungen auf Nickelbasis, die seit vielen Jahren für Gasturbinen benutzt werden, hat einen Punkt erreicht, bei dem weitere Portschritte nicht allein auf der Superlegierung selbst beruhen, sondern bei dem während der Verfestigung der Legierung die Orientierung von Phasen der Superlegierung oder von Einschlüssen verstärkender Teile, wie Pasern in situ bewirkt werden kann. Eine Art einer solchen benutzten Verfestigung wird im allgemeinen als gerichtete Erstarrung bezeichnet. Es wurde erkannt, daß eine solche gerichtete Erstarrung eutektischer Legierungen ein geeignetes Verfahren ist zum Herstellen metallischer Verbundstoffe, einschließlich ausgerichteter Schichten oder Pasern als verstärkende Phase, die in der Matrix dispergiert ist. In diesen gerichtet erstarrten eutektischen Legierungs-Verbundstoffen sind die Pestigkeitseigenschaften bei hohen Temperaturen von mehr als 1000⁰C durch die verstärkende Paser-Phase gegeben. Um daher die Belastungsbrucheigenschaften bei hoher Temperatur zu verbessern, ist es erwünscht, sowohl den Faservolumenanteil als auch die Zahl von Pasern in dem Verbundstoff zu erhöhen.

In der US-PS 3 793 012 ist die Herstellung von gerichtet erstarrten, durch Karbid verstärkten gegossenen Superlegierungskörpern auf Nickelbasis offenbart, die eine hohe Festigkeit und ausgezeichnete Belastuagsbruch-Eigenschaften, insbesondere bei erhöhten Temperaturen aufweisen. Die in der Matrix vorhandenen verstärkenden Fasern waren ausgerichtete einkristalline Pasern aus Metallmonokarbiden. Die Zusammensetzung der gerichtet verfestigten Gußkörper lag nach der genannten US-PS in einem Bereich in Gew.-? von 6,5 bis 10 Chrom, Ik bis 23 % Tantal, 1 bis 1 1/2 Kohlenstoff, Spuren bis 6 Aluminium, Spuren bis 1 Titan, Spuren bis 8,5 Kobalt, Spuren bis 5>0 Molybdän und der Rest war im wesentlichen Nickel. Eine

509883/0694

bevorzugte Zusammensetzung, die als TaC-1900 bezeichnet wurde, hatte eine hohe Festigkeit und hervorragende Belastungsbruch-Eigenschaften, wie durch eine Belastungsdauer bis zum Bruch von 312 Stunden unter einer Belastung von 1400 kg/qm (entsprechend 20 000 US-Pfund/Zoll) und bei einer Temperatur von 1000⁰C illustriert wurde.

Eine weitere Verbesserung der Stabilität und der Hochtemperatur-Eigenschaften gerichtet erstarrter anisotroper metallischer Verbundkörper ist in der älteren deutschen Patentanmeldung P 2h 25 994.7 vorgeschlagen, wobei in der genannten älteren Patentanmeldung ein Gegenstand offenbart ist mit einem gerichtet erstarrten anisotropen metallischen Verbundkörper, der eine feste Lösungsmatrix und eine ausgerichtete verstärkende faserförmige Karbidphase, eingebettet in der Matrix, enthält. Die Matrix ist eine Superlegierung auf Nickelbasis und schließt mindestens etwa 2 Gew.-% Rhenium ein, um die Matrix zu verfestigen, zusammen mit weniger als 0,8 % Titan, um die Bildung von Phasen oder Verbindungen zu vermeiden, die zu einem Abbau der verstärkenden faserförmigen Karbidphase führen könnten. In der älteren deutschen Patentanmeldung ist weiter ausgeführt, daß ein starker Abfall der Hochtemperaturfestigkeit in einigen eutektischen Legierungen auf Nickelbasis, die durch Tantal-Karbidfasern verfestigt sind, als Ergebnis der Bildung eines £P^f(gammaprime)-Pilmes um die Pasern herum aufzutreten scheint. Es hatte den Anschein, daß die Ausfällung chromreicher M₂,Cg-Nadeln an der Faser/Matrix-Grenzfläche nicht nur die Fasern beeinträchtigte, sondern auch belastungserhöhend wirkte und dadurch zur verringerten strukturellen Hochtemperaturfestigkeit beitrug. In der vorgenannten älteren deutschen Patentanmeldung wurde festgestellt, daß die Verwendung des Elementes Rhenium eine beträchtliche Wirkung auf die Festigung der Matrix hatte, insbesondere hinsichtlich der Erhöhung der Belastungsbruchdauer bei hoher Tempe-

deutschen ratur. Weiter ist in der älteren/Patentanmeldung offenbart, daß die Anwesenheit von selbst relativ geringen Mengen Titan, von z. B. nur etwa 1 Gev.-% stark die Menge der Tantal-Karbidfasern,

509883/069A

-H-

die sich bilden kann, verringerte, obwohl sie andererseits die Bildung der (~ '-Ausfällung in erwünschter Weise beeinflußt.

Sowohl nach der US-PS 3 793 012 als auch nach der vorgenannten älteren deutschen Patentanmeldung konnten gerichtet erstarrte Superlegierungs-Verbundkörper auf Nickelbasis mit verbesserten Belastungsbruch-Eigenschaften erhalten werden, obwohl keiner der beiden Vorschläge die Erhöhung der Paserdichte oder des Faservolumenanteils der verstärkenden Phase zur Schaffung verbesserter Hochtemperaturfestigkeit betrifft.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß gerichtet erstarrte anisotrope metallische Gußkörper mit verbesserten Hochtemperatureigenschaften geschaffen werden können, die eine Matrix aus einti¹ Superlegierung auf Nickelbasis mit mindestens 2 Gew.-? Rhenium und mindestens 6 Gew.-? Wolfram, aber weniger als 5 Gew.-? Aluminium und weniger als 7 Gew.-? Chrom aufwiesen, wobei die Gußkörper weiter eine ausgerichtete verstärkende faserartige Phase aus 'iontalmonokarbid in der Matrix eingebettet enthalten. Diese Gußkörper weisen wesentlich erhöhte Faservolumenanteile und Faserdichten gegenüber den bisher bekannten faserverstärkeηdeη Superlegierungsgußkörpern auf Nickelbasis auf. Darüber hinaus wurde festgestellt, daß diese Gußkörper so hergestellt werden können, daß sie eine wesentliche Verbesserung hinsichtlich der Belastungsbruch-Eigenschaften bei erhöhter Temperatur aufweisen. Die durch die gerichtete Erstarrung der eutektischen Legierungen der vorliegenden Erfindung gebildeten Verbundstrukturen bestehen also aus einer Matrixphase auf Nickelbasis mit einer verstärkenden Phase aus ausgerichtetem Monokarbid, die in der Matrix eingebettet ist. Die Matrixphase sorgt im allgemeinen für die Festigkeitseigenschaften unterhalb von etwa 925°C und sie kann eine verfestigende Ausfällung enthalten, z. B. Ni,Al, die sich bei etwa 1000⁰C zu lösen beginnt. Es ist jedoch die verstärkende Tantalmonokarbid-Phase, welche die hohe Festigkeit bei Temperaturen oberhalb von etwa 925⁰C verleiht. Diese Festigkeitseigenschaften bei hoher Temperatur können am genauesten mit den be-

509883/0694

kannten Belastungsbruch-Untersuchungen gemessen werden. Es wurden Zelt/Temperatur-Parameter entwickelt, um das Inbeziehungsetzen und Extrapolieren der Belastungs-Bruchdaten zu unterstützen. Ein besonders brauchbarer Belastungsbruch-Parameter ist der Larson-Miller-Parameter, der durch folgende Gleichung gegeben ist:

P = T (C + log t) χ 10"³

worin T die Temperatur in Rankine und t die Zeit zum Bruch in Stunden ist. Ein Diagramm dieses Parameters als Punktion der angewendeten Belastung ist ein brauchbarer Weg, um Belastunp;sbruch-Daten zu vermitteln. Ein anderer Weg zur Illustrierung der Hochtemperatur-Festigkeitseigenschaften ist der der Zeit bis zum Bruch als Funktion der Temperatur und der angewendeten Belastung.

Es wurde erwähnt, daß die verstärkende Phase die Festigkeitseigenschaften bei hoher Temperatur bedingt. Die vorliegende Erfindung schließt daher zwei Hauptfaktoren ein. D<_-r erste ist es, die Faserdichte des Verbundstoffes zu erhöhen, die als Zahl der

2
Fasern/cm des Verbundstoffes definiert ist. Der zweite Faktor ist die Erhöhung des Faservolumenanteils des Verbundstoffes, ier definiert ist als das Volumen, das durch die Fasern eingenommen wird, verglichen mit dem Gesamtvolumen des Verbundstoffes. Eine Zunahme der Faserdichte und/oder eine Zunahme des Faservolumenanteiles führt zu einer Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit des Verbundstoffes.

Nachfolgeiid wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert. Im einzelnen zeigen:

Figur 1 eine grafische Darstellung der Faservolumenanteile und der Erstarrungstemperaturen gerichtet verfestigter Nickel (Chrom)-Tantalkarbid-Verbundstoffe als Funktion des Chromgehaltes in Gew.-?,

509883/069A

Figur 2 eine grafische Darstellung des Volumen-?-Gehaltes an Tantalkarbid-Pasern in einer Reihe gerichtet verfestigter Superlegierungs-Gußkörper auf Nickelbasis als Punktion der Schmelztemperatur der Legierungen,

Figur 3 eine Aufnahme der gerichtet verfestigten Superlegierung der vorliegenden Erfindung,

Figur 4 eine Aufnahme einer gerichtet verfestigten Superlegierung auf Nickelbasis nach der US-PS 3 793 012, die als TaC-19 Ta bezeichnet wird,

Figur 5 einen Teil des binären Phasendiagramms des Systems Nickel-Wolfram,

Figur 6 einen Teil des binären Phasensdiagramms des Systems Niekel-Aluminium und

Figur 7 einen Teil des binären Phasendiagramms des Systems Niekel-Chrom.

Es wurde in der vorliegenden Erfindung festgestellt, daß die beiden vorgenannten Hauptfaktoren durch gewisse physikalische Eigenschaften der eutektischen Legierung auf Nickelbasis kontrolliert werden können, die direkt eine Funktion der Legierungszusammensetzung sind. Es gibt daher gewisse allgemeine Regeln, die bei der Herstellung der Legierung anwendbar sind. Die erste Regel besagt, daß mit zunehmendem rhasenvolumenanteil auch die Erstarrungstemperatur Bteigt. Dieses Prinzip ergibt sich für das System NickeKChrom)-Tantalkarbid ohne weiteres aus Figur 1. Es ist dort gezeigt, daß der Volumenanteil der Fasern direkt proportional der Erstarrungstemperatur der Legierung ist. Die Niekel(Chrom)-Tantalkarbid-Zusanuaensetzungen sind ein Modellsystem mit einer Matrixphase aus Nickel mit verschiedenen Mengen Chrom und einer verstärkenden Phase aus Tantalkarbid. Kompliziertere Superlegierungs-

509833/0694

systeme auf Nickelbasis nach der vorliegenden Erfindung, die Tantalkarbid-Pasern enthalten, sind in Figur 2 veranschaulicht, in der der Volumenanteil der Tantalkarbid-Pasern gegen die Erstarrungstemperatur aufgetragen ist. Daraus kann entnommen werden, daß für eine Erhöhung der Erstarrungstemperatur von etwa 134O°C bis etwa l4lO°C der Volumenanteil der Tantalkarbid-Pasern von etwa 2 Volumen-? bis zu etwa 7 Vol.-? und mehr zunimmt.

Die zweite Regel besagt, daß mit zunehmender Paserdichte die Geschwindigkeit (R) der gerichteten Erstarrung ebenfalls zunimmt. Es gibt in einem gegebenen Gießverfahren eine Geschwindigkeit R , welche die maximale Geschwindigkeit der Paserbildung ist. max

Diese Geschwindigkeit R ist eine Funktion der Legierungszusammensetzung für einen festgelegten thermischen Gradienten.

Während der gerichteten Erstarrung der eutektischen Legierung gibt es häufig einen Erstarrungsbereich oder eine breiige Zone (mushy zone) (.Λ T) zwischen den Solidus- und Liquidus-Isothermen deren Breite von der Zusammensetzung der Matrixlegierung abhängt. Die dritte Regel besagt nun, daß mit zunehmend breiterem Gefrierbereich die Maximalgeschwindigkeit, mit der die eutektische Legierung ohne Bildung der unerwünschten Zellen- oder Dendritstruktur verfestigt werden kann, abnimmt. Da die Paserdichte direkt proportional der Erstarrungsgeschwindigkeit ist, folgt daraus, daß eine Verbreiterung des Gefrierbereiches A T zu einer Abnahme der Faserdichte führen wird. Ein breiter Gefrierbereich von etwa 3O⁰C erfordert eine sehr geringe Erstarrungsgeschwindigkeit, d. h. weniger als 0,3 cm/Stunde oder einen sehr hohen Temperaturgradienten während der gerichteten Erstarrung, d. h. etwa 300°C/cm, um Zellen- oder Monokarbiddendrit-Bildung zu vermeiden. Steile Gradienten sind schwierig zu erhalten für Körper, in denen die größten Dimensionen etwa 12 mm übersteigen. Geringe Erstarrungsgeschwindigkeiten führen zu einer geringen Paserdichte, während für maximale Festigkeit hohe Faserdichten erforderlich sind.

509883/0694

Den Figuren 5 bis 7 sind Teile binärer Phasendiagramme von Nickel mit jeweils anderen Elementen gezeigt, welche die Erstarrungstemperatur entweder erhöhen oder verringern oder den Gefrierbereich der Legierung erweitern. Figur 5 zeigt, daß mit zunehmender Wolframmenge auch die Schmelztemperatur der Legierung höher wird, was zu einer Zunahme des Faservolumenanteils in der gerichtet erstarrten Legierung führt. Figur 6 zeigt, daß mit zunehmendem Aluminiumgehalt im Nickel-Aluminiumsystem die Schmelztemperatur abnimmt, was zu einer Verringerung des Faservolumenanteiles in den Gußkörper führt. Das Nickel-Chrom-System der Figur 7 zeigt, daß mit zunehmender Chromkonzentration die Schmelztemperatur abnimmt und darüber hinaus die Breite der breiigen Zone zunimmt, was sowohl zu einer Abnahme des Faservolumenanteils als auch zu einer Abnahme der maximal zulässigen Erstarrungsgeschwindigkeit und damit zu einer Abnahme der Faserdichte führt.

Wird die Legierung auf Nickelbasis komplexer hinsichtlich der Zahl der Legierungselemente, dann sind die binären Phasendiagramme weniger anwendbar. Es wurde jedoch in der Erfindung erkannt, daß die qualitative Auswahl der Legierungselemente auf der Grundlage der binären Phasendiagramme möglich ist. Der gerichtet verfestigte Gußkörper nach der vorliegenden Erfindung wird daher aus einer Schmelzzusammensetzung erhalten, die im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gew.-% besteht: 6 bis 15 Wolfram, 2 bis 7 Rhenium, 0 bis 5 Kobalt, 0 bis 5 Molybdän, 2 bis 7 Vanadium, 0 bis 4 Aluminium, 0 bis 7 Chrom, 10 bis 23 Tantal, 0,1 bis 1,5 Kohlenstoff, und der Rest sind im wesentlichen Nickel und zufällige Verunreinigungen.

Ein kritischer Punkt der vorliegenden Erfindung bei der Festlegung der Legierungszusammensetzung ist das Vorhandensein großer Wolframmengen, die als feste Lösungsverfestiger wirken und zur ■^r" '-Verfestigung beitragen. Wie in dem Phasendiagramm der Figur 5 gezeigt, erhöht die Anwesenheit von Wolfram beträchtlich die Erstarrungstemperatur der binären Nickel-Wolfram-Legierung und verursacht demgemäß eine Zunahme des Volumenanteils der TaC-Fasern in dem gerichteten Gußkörper, ohne den Erstarrungsbereich

509883/0694

merklich zu verbreitern. Die erfindungsgemäße Legierung enthält daher von etwa 6 bis 15 Gew.-? Wolfram und vorzugsweise von 6 bis 11 Gew.-?.

Ein wesentlicher Matrix-Verfestiger für die Legierung ist Rhenium. Anders als das Element Wolfram ist Rhenium kein Karbidbildner. Es wurde festgestellt, daß die Zugabe von weniger als 2 Gew.-? Rhenium die Belastungsbruchfestigkeit nicht wesentlich verbessert. Die erfindungsgemäße Legierung enthält daher das Element Rhenium in einer Menge von mindestens 2 Gew.-?. Von einem praktischen Gesichtspunkt, beruhend auf den hohen Kosten des Rheniums und dem sich verringernden Nutzen bei Verwendung größerer Mengen, ist es nicht zweckmäßig mehr als etwa 7 Gew.-? Rhenium zu verwenden .

Titan ist ein Beispiel eines Legierungselementes, daß den Erstarrungsbereich Ä T stark verbreitert und dadurch die maximale Erstarrungsgeschwindigkeit, die ohne Zellen oder Dendritbildung möglich ist, verringert. Titan vermindert auch scharf die Erstarrungstemperatur der Legierung, was zur Verminderung des Volumenanteiles an Tantalkarbid-Fasern führt. Titan soll daher nicht in einer Menge von mehr als einem Gew.-? vorhanden sein.

Das Element Kobalt kann in Mengen bis zu etwa 10 Gew.-? für Nickel eingesetzt werden und es trägt zum Löslichkeits-Verhältnis bei. Es wird in die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung in Mengen bis zu 5 Gew.-? und vorzugsweise von 3 bis 5 Gewichts-? eingeführt, ohne den Erstarrungsbereich oder den Volumenanteil merklich zu beeinflussen. In größeren Mengen, ζ. B. mehr als 10 ?_; führt Kobalt jedoch zu Instabi itäten in der Matrix.

Ein Element, welches den Gefrierbereich erweitert, ist Molybdän und es ist daher bevorzugt, dieses Element aus der erfindungsgemäßen Zusammensetzung fernzuhalten. Es kann jedoch in Mengen bis zu 5 Gew.-? toleriert werden, um die Festigkeit und die Lösungstemperatur der j·-'-Phase zu erhöhen, doch führen Mengen von mehr als 5 ? Zur Bildung einer unerwünschten W-Ni-C-Phase.

509883/0694

Vanadium ist in der erfindungsgemäßen Legierungs-Zusammensetzung in einer Menge im Bereich von 2 bis 7 Gev.-% vorhanden. Es reagiert mit dem Nickel unter Bildung der~f-Phase und es kann Titan ersetzen, das im wesentlichen aus der erfindungsgemäßen Legierung ferngehalten ist. Unterhalb von 2 Gew.-% Vanadium neigt die Legierung dazu, etwas schwächer zu werden, obwohl sie noch immer eine verbesserte Zusammensetzung ist. Bei mehr als 7 Gew.-Vanadium nimmt die Oxidationsbeständigkeit fortschreitend ab. Die Anwesenheit von Vanadium in dem angegebenen Mengenbereich beeinflußt nicht merklich die Erstarrungstemperatur und vergrößert auch nicht merklich den Erstarrungsbereich.

Ein anderer ^'-Phasenbildner, der in der erfindungsgent.Ißen Legierungs-Zusairanensetzung verwendet wird, ist Aluminium in Mengen bis zu 4 Gew.-%. Mengen von mehr als 4 Gew.-% Aluminium vermindern jeaoch die Schmelztemperatur der Legierung beträchtlich und verringern so den Volumenanteil der verstärkenden Faser-Phase. Aluminium scheint auch den Erstarrungsbereich zu erweitern, obwohl das in Figur 6 abgebildete binäre Phasendiagramm anzeigt, daß die Soliduskurve unsicher ist.

Chrom sorgt für eine feste Lösungs-Verfestigung und Oxidationsbeständigkeit. Bei der Maximalisierun_f von Paser-Volumenanteilen und Faserdichte hat Chrom eine Tendenz, den Erstarrungsbereich zu erweitern, und es sollte daher nur in einer relativ geringen Menge von bis zu 7 Gev.-% verv. .-ndet werden. Weiter verringern darüber hinausgehende Chrommengen die Erstarrungstemperatur und dadurch den Volumenanteil an Tantalkarbid-Fasern.

Der hauptkarbidbiläner der vorliegenden Erfindung ist das Element Tantal. Es ist in der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung in einer Menge im Bereich von etwa 10 bis 2 3 Gew.-ί und vorzugsweise im Bereich von 14 bis 19 Gew.-? vorhanden. Zusätzlich zu seiner Wirkung als Karbidbildner ist Tantal auch eine Tp¹-Phasenbildner und bis zu 3 % Tantal können über die Menge hinaus, die erforderlich'ist, um mit dem gesamten Kohlenstoff zu reagieren/

5 0 9883/0694

als Ersatz für Aluminium in der ^¹-Phase hinzugegeben werden. Mengen von Tantal weniger als 10 Gew.-? sind ungenügend, um Paserdichte und Paservolumenanteil gemäß der vorliegenden Erfindung zu bilden. Mehr als etwa 23 Gew.-? Tantal zusammen mit größeren Mengen an Aluminium, Vanadium und Wolfram als vorstehend für die erfindungsgemäße Zusammensetzung vorgeschrieben, übersteigen jedoch die Matrixlöslichkeit und führen zu unerwünschten Phasen oder Karbidformen.

In der erfindungsgemäßen Zusammensetzung ist das Element Kohlenstoff erforderlich, damit es sich mit Tantal oder mit Tantal und Vanadium unter Bildung der Karbidfasern verbinden kann. Weniger als 0,1 Gew.-? sind zur Bildung der Karbidfasern ungenügend. Mehr als etwa 1,5 Gew.-? Kohlenstoff führen zu freiem Kohlenstoff, weil nicht ausreichend erwünschte Karbidbildner in der Zusammensetzung vorhanden sind, um mit dem Kohlenstoff zu reagieren. Solch freier Kohlenstoff wird sich jedoch in der Schlacke oder in dem Ausscheidungsteil des Gußkörpers sammeln, der benachbart der Form liegt und der später von dem gegossenen Teil entfernt wird. Die Menge des in die erfindungsgemäße Zusammensetzung eingeführten Kohlenstoffes ist eine Funktion der Menge des Tantals und des Wolframs, wenn solches verwendet wird, um ein Monokarbid eines oder beider Elemente zu bilden.

Um den erfindungsgemäßen Gegenstand zu schaffen muß die Legierung, welche die oben beschriebene sorgfältige Auswahl der Elemente aufweist, gerichtet verfestigt werden, damit sich die eutektischen Karbidfasern einstückig innerhalb der verstärkten festen Lösungsmatrix bilden und mit dieser verbunden sind. Eine solche gerichtete Verfestigung kann auf eine oder mehrere Weisen unter Verwendung der bekannten Verfahren und Apparaturen erfolgen, wie sie z. B. in dem Buch von CT. Sims et al, The Superalloys, Wiley & Sons-Verlag 1972 beschrieben sind.

Im Rahmen der Erprobung der vorliegenden Erfindung wurde eine große Zahl von Legierungszusammensetzungen ausgewertet. In der

509883/0694

folgenden Tabelle 1 sind einige der Zusammensetzungen solcher Legierungen aufgeführt. Alle Prozentsätze in dieser Tabelle und auch sonst in der Beschreibung sind Gew.-%_s sofern nichts anderes angegeben ist. Die Legierungsbeispiele in der Tabelle 1 sind so zusammengefaßt, daß die Bezugnahme auf die folgende Erläuterung und die Vergleichsdaten anderer Tabellen oder Figuren der Zeichnung erleichtert wird.

	Ni	tabelle	Ta	Cr	Al	Co	1	Gew.-?	Mo	Ti V	5	C
	54,1	Zusammensetzung	23,3	7	6,5	8	; in	Re			5	1,1
Beispiel	54,6	18,3	6,7	5,0	8,4	W		5,0	0,84		1,1
I (TaC-2024)	54,1	18,3	7	6,5	8			5		5	1,1
II (TaC-19Ta)	51	21,7		2	5					1,33
III (TaC-1912)	53	21,7			5		3			1,33
IV (NiKs-16)	49	21,7			5	11	■ 3	5		1,33
V (NiKs-15)	54	14,0	2	2	5	11	3	3	0,99
VI (NiKs-I)	53	21,7		2	5	15	3	3	1,33
VII (NiKs-24)		11	3
VIII (NiKs-18)		11

Die folgende Tabelle 2 zeigt die Erstarrungsgeschwindigkeit und die Erstarrungstemperatur der Legierungszusammensetzungen der Beispiele I-VIII. Außerdem wurden der Paser-Volumenanteil und die Faserdichte bestimmt. Die Barren wurden auf ihre Belastungsbrucheigenschaften untersucht. Die in Tabelle 2 wiedergegebenen Daten stützen die oben angegebene erste allgemeine Regel, wonach mit zunehmendem Faser-Volumenanteil und zunehmender Faserdichte die Erstarrungstemperatur ebenfalls zunimmt. Außerdem zeigen die Belastungsbruchdaten, daß die Zusammensetzungen der vorliegenden

509883/0694

Erfindung die Belastungsdauer bis zum Bruch gegenüber den bekannten Legierungszusammensetzungen, wie sie durch die Beispiele I-III wiedergegeben sind, beträchtlich erhöhen.

509883/0694

Tabelle

Physikalische und mechanische Eigenschaften gerichtet verfestigter Legierungen auf Nickelbasis

Paserdichte in Pasern/cm'

σ to co co co

!spiele	Erstarrungs- Geschwindig keit in mm/h , (Zoll/h)	(1/4")	Schmelz temperatur ⁰C	Paser- Volumen-? (Paser-Vol./ Gesamt-Vol.)
I	6,25	(1 /4 ")	1345°	1,2
II	6,25	(1/4")	1346°	2,3
III	6,25	(1/4")	1350°	2,6
IV	6,25	(1/4")	1395°	4,6
V	6,25	(1/4")	1400°	5,6
VI	6,25	(1/4")	1400°	6,0
VII	6,25	(1/4")	1395°	6,2
VIIIA	6,25	1400°	5,7

Belastungsdauer bis zum (h)	(1700⁰P)	,8	1065°	Bruch	,4	2527425
925°C	2800 kg/cm² (40 000 psi)	,4	c (1950⁰P)	,03
57,	,7	1750 kg/cm² (25 000 psl)	,4
Hl.	CNj	2	,2
62_;	.Er	1	,2
166.,	VJl	1	,3
1.	OJ	47	,6
8.	,6	63	,3
1527_;		995
17	212

0,8 χ 10⁵

2,1 χ 10'

10⁵

2,9	X	10⁵
5,9	X	10⁵
5,9	X
2,9	X	10⁵

In Tabelle 3 ist die Wirkung der Geschwindigkeit der gerichteten Erstarrung auf die Faserdichte und die Belastungsbrucheigenschaften der Legierung gezeigt. So wird festgestellt, daß bei einer Erhöhung der Geschwindigkeit der gerichteten Erstarrung von etwa 6,25 mm (entsprechend 1/4 Zoll) über etwa 12,5 mm (entsprechend etwa 1/2 Zoll) bis zu etwa 25 mm (entsprechend 1 Zoll) pro Stunde die Paserdichte wesentlich zunimmt und daß beträchtliche Verbesserungen bei der Belastungdauer bis zum Bruch bei Temperaturen sowohl von 925°C als auch von 1O65°C erhalten werden. Die höheren Geschwindigkeiten derjgerichteten Erstarrung werden durch die Auswahl der Zusammensetzung gestattet, was das völlige Weglassen des Chroms sowie die Anwendung geringer Mengen Aluminium von 2 % und erhöhter Mengen von Wolfram von 11 % einschließt.

Die Zusammensetzungen der Beispiele VIIIA, VIIIB und VIIIC sind gleich der des Beispiels VIII in Tabelle I.

509883/0694

Tabelle 3

Wirkung der Geschwindigkeit des gerichteten Erstarrens

tn ο co Beispiele

Erstarrungs-Geschwindig keit in mm/h (Zoll/h)

Schmelztemperatur

Paser-Volumen-?
(Paser-Vol./
Gesamt-Vol.)

Belastungsdauer bis zum Bruch (h)

Paserdichte , in Fasern/cm*

925°C

(1700°P)

28OO kg/cm²
W 000 psi)

C (195O⁰P) 2

1750 kg/cm
(25 000 psi)

VIIIA 6,25 (IM¹¹) l400^c VIIIB 12,5- (1/2") 14OO^C VIIIC 25 ( 1" ) 14OO^C

5,7
5,3

2,9 x 10^J

8,8 χ 10⁵

19,2 χ 10⁵

17,6
91,8

87,8

cn ro

KJ

Claims

Patentansprüche

1. Gegenstand mit verbesserten Hochtemperatur-Eigenschaften aus einem gerichtet erstarrten anisotropen metallischen Gußkörper gekennzeichnet durch

a) eine Matrix aus einer Superlegierung auf Nickelbasis mit mindestens 2 Gew.-? Rhenium, mindestens 6 Gew.-? Wolfram., weniger als 4 Gew.-? Aluminium und weniger als 7 Gew.-? Chrom und

b) eine in die Matrix eingebettete verstärkende faser formiere eutektische Karbidphase.

2. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß die vorherrschende faserförmige Phase Tantalkarbid ist.

3- Gegenstand nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet , daß der gerichtet erstarrte Gußkörper hergestellt ist aus einer Schmelzzusammensetzung, die im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gew.-? besteht: 6 bis 15 Wolfram, 2 bis 7 Rhenium, 0 bis 5 Kobalt, 0 bis 5 Molybdän, 2 bis 7 Vanadium, 0 bis 4 Aluminium, 0 bis 7 Chrom,

10 bis 23 Tantal, 0,1 bis 1,5 Kohlenstoff und der Rest ist im wesentlichen Nickel.

4. Gegenstand nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet , daß der Gußkorper im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen in Gew.-? besteht: etwa 54 Nickel,

11 Wolfram, 3 Rhenium, 5 Kobalt, 3 Molybdän, 5 Vanadium, 2 Aluminium, 2 Chrom, 14 Tantal und 1 Kohlenstoff.

5- Gegenstand nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelztemperatur der Zusammensetzung mindestens 139O°C beträgt.

509883/0694

6. Gegenstand nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Fasern mindestens 4 Vol.-# von
dem Güßkörper einnehmen.

7. Gegenstand nach Anspruch 3» dadurch gekennzeichnet , daß der Gußkörper bei einer Temperatur
von etwa 1O65°C (entsprechend 195O⁰F) eine Belastung von
1750 kg/cm² (entsprechend 25 000 US-Pfund/Zoll²) mindestens 40 Stunden bis zum Bruch aushält.

8. Gegenstand nach Anspruch 3* dadurch gekennzeichnet , daß der Gußkörper bei einer Temperatur
von etwa 925°C (entsprechend 1700⁰F) eine Belastung von
etwa 2800 kg/cm² (entsprechend 40 000 US-Pfund/Zoll²) mindestens 1500 Stunden bis zum Bruch aushält und daß er bei
einer Temperatur von etwa 1O65°C (entsprechend 195O°F) eine Belastung von etwa 1750 kg/cm² (entsprechend 25 000 US-Pfund/

2
Zoll ) mindestens 200 Stunden bis zum Bruch aushält.

509883/0694