DE2531460A1

DE2531460A1 - Gusslegierung auf nickelbasis und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE2531460A1
Application number: DE19752531460
Authority: DE
Inventors: Norman Roger Lindblad; David Arthur Shores; John Herbert Wood
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1974-07-17
Filing date: 1975-07-15
Publication date: 1976-01-29
Also published as: NO752538L; NO144707C; FR2278780A1; IT1039266B; DE2531460C2; FR2278780B1; GB1511562A; JPS5134819A; JPS5914531B2; NL7508468A; NO144707B

Description

Gußlegierung auf Nickelbasis und Verfahren zu deren Herstellung

Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein hochtemperaturbeständige Gußlegierungen und sie bezieht sich insbesondere auf eine neue Legierung auf Nickelbasis mit einer einzigartigen Kombination von mechanischen Eigenschaften, Stabilitätscharakteristiken und Beständigkeit gegen Lochfraß und normale Hitzekorrosion in korrodierenden Umgebungen bei hoher Temperatur. Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein neues Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus dieser Legierung.

In der US-PS 3 615 376 ist eine Legierung auf Nickelbasis beschrieben, die erfolgreich für Luftfahrzeug-Triebwerke verwendet wurde. Obwohl eine Nickel-Aluminid-Beschichtung Lauf-

h I! MR S Π / 0 H 7 9

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schaufeln (im Englischen "buckets" genannt) und andere Teile eines Düsenaggregates, die aus dieser bekannten Legierung hergestellt Waren, angemessen vor Oxidation bei hohen Temperaturen schätzte, wurde jedoch festgestellt, daß unter wesentlich belastenderen Umgebungsbedingungen, wie sie von der Verwendung alkalimetallhaltigen Destillats oder behandelten restlichen Brennstoffes herrühren, Gußkörper oder Gegenstände aus dieser Legierung eine katastrophale örtliche Korrosion oder Lochfraß erleiden. Diese Art des korrosiven Angriffs ist einmalig bei handelsüblichen Superlegierungen auf Nickelbasis und sie ist vollkommen verschieden von der Hitzekorrosion, die charakteristisch ist für den Betrieb der Luftfahrzeugdüsen .

Diese in der US-PS 3 615 376 beschriebene Legierung ist jedoch, verglichen mit anderen Legierungen auf Nickelbasis, derart wertvoll, daß sie bei wirksamer Beseitigung dieser Neigung zum Lochfraß, selbst auf Kosten eines gewissen Verlustes an Gesamtbeständigkeit gegenüber Hitzekorrosion, noch immer sehr attraktiv für gewisse Anwendungen bei Gasturbinen wäre.

In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß der örtliche, katastrophale Hitzekorrosionsangriff, dem gegenüber diese Art Legierung auf Nickelbasis empfindlich ist, mit den örtlichen Konzentrationen von Molybdän und Wolfram in der Metallkarbidphase verbunden ist. Sind diese Karbide an der Oberfläche des gegossenen Gegenstandes aus dieser Legierung vorhanden, dann wird der Lochfraß an solchen Metallkarbidstellen eingeleitet. Es wurde weiter festgestellt, daß die Mengen von Molybdän und Wolfram für die Erzeugung dieser ungewöhnlichen Korrosionswirkung außerordentlich kritisch sind und daß die Lochfraßneigung durch Verringerung der Gesamtmenge an Molybdän und Wolfram in der Karbidphase auf weniger als etwa

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15 Gew.-% wirksam eliminiert wird.(Auch die folgenden Prozentangaben sind, sofern nicht anders angegeben, als Gew.-% zu verstehen.) Weiter wurde im Rahmen der vorliegenden Erfindung festgestellt, daß eine solche Mengenbeschränkung dieser beiden Elemente in der Karbidphase leicht bewirkt werden kann, ohne daß die Legierung entgegenwirkende Nachteile an anderen erwünschten Eigenschaften erleidet, wenn man Tantal, Niob oder Hafnium oder deren Mischung hinzugibt. Verwendet man eine Mischung der vorgenannten drei Elemente, dann sollte die Menge dieser Elemente im Bereich von 1,5 bis 3,5 Gew.-% liegen. Wird jedes dieser drei Elemente einzeln eingesetzt, dann sollten die verwendeten Mengen dieser Elemente vorzugsweise innerhalb der folgenden Bereiche liegen:

Tantal 2,5 bis 3,0 Gew.-% Niob 1,0 bis 1,5 Gew.-%

Hafnium 2,0 bis 2,5 Gew.-%

Die vorgenannten Maximal- und Minimalmengen werden bestimmt durch die Mikrostruktur-Stabilität bzw. die Kontrolle der Karbide.

All dies führte dazu, daß Molybdän und Wolfram von der Karbidphase in die Matrix der Legierung überführt wurden, um die Gesamtmenge dieser Elemente als Karbide unter die obere kritische Grenze zu bringen. Dies wird durch die Zugabe der erforderlichen Menge der/des ersetzenden Elemente/s zu der Legierung und zwar vorteilhafter- aber nicht notwendigerweise im Zustand der Schmelze erreicht.

Es wurde festgestellt, daß die neuen erfindungsgemäßen Legierungen ihre gute Hitzekorrosionsbeständigkeit nicht verlieren, wenn sie der üblichen Wärmebehandlung in einem Vakuum unter-

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worfen werden. Dies steht in scharfem Gegensatz zu den bekannten Legierungen dieser allgemeinen Art, bei denen die Entfernung von Chrom aus der Oberfläche während der Vakuumwärmebehandlung die Hitzekorrosion verstärkt hat. Die Zeit und die Temperatur einer solchen Wärmebehandlung im Vakuum entspricht im wesentlichen dem bekannten Verfahren, doch können entweder Vakuum oder eine Atmosphäre aus einem neutralen Gas benutzt werden und es ist nicht notwendig oder nicht allgemein erwünscht, das Werkstück vorbereitend für die Wärmebehandlung zu beschichten.

Ein gegossener Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis gemäß der vorliegenden Erfindung hat eine einzigartige Kombination mechanischer Eigenschaften, mikrostruktureller Stabilitätscharakteristiken und Beständigkeit gegen örtlichen Lochfraß. In seiner bevorzugten Ausführungsform weist dieser Gegenstand auch Beständigkeit gegenüber allgemeiner Hitzekorrosion auf. Diese Charakteristiken sind der einzigartigen Zusammensetzung der Legierung sowie dem Verfahren,nach dem sie hergestellt ist, zuzuschreiben. Die im Rahmen der vorliegenden Erfindung eingesetzte Legierung besteht aus folgenden Bestandteilen in Gew.-%:

13,7 bis 14,3 Chrom, 9-10 Kobalt, 4,8 bis 5,2 Titan, 2,8 bis 3,2 Aluminium, 3,7 bis 4,3 Wolfram, 1,0 bis 1,5 Molybdän, 0,01 bis 0,02 Bor, 0,02 bis 0,1 Zirkonium, 0,08 bis 0,3 Kohlenstoff und 1,5 bis 3,5 einer Mischung aus Tantal, Niob und Hafnium oder, wenn jedes der vorgenannten drei Elemente allein eingesetzt wird, aus 2,5 bis 3,5 Tantal, 1,0 bis 1,5 Niob oder 2 bis 2,5 Hafnium und der Rest ist Nickel.

Die Legierung in Form eines Gußkörpers oder eines Gegenstandes, wie einer Gasturbinenlaufschaufel besteht aus einer Matrix, einer 7Γ¹ "Ausfällung und einer Monokarbid (MC)-Phase,

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die aus Tantal, Titan, Molybdän und Wolfram in solchen Anteilen besteht, daß die Gesamtmenge von Molybdän und Wolfram im Karbid weniger als 15 % der Karbidphase ausmacht.

Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird zur Schaffung eines Gegenstandes aus der Nickel-Superlegierung der vorliegenden Erfindung als erstes ein Block aus den obigen Bestandteilen innerhalb der angegebenen Gew.-%-Mengen hergestellt. Als zweite Stufe wird der Block wieder aufgeschmolzen und zu einer Form der gewünschten Größe und Gestalt des herzustellenden Gegenstandes gegossen. Als Endstufe bei der Herstellung der bevorzugten Form des Gegenstandes der vorliegenden Erfindung wird dieser Gegenstand nach einem für den jeweiligen Gegenstand zweckmäßigen Zeit- und Temperaturplan im Vakuum oder einer neutralen Gasatmosphäre wärmebehandelt.

Die Ähnlichkeiten ebenso wie die Unterschiede zwischen den Produkten oder Gegenständen der vorliegenden Erfindung und jenen des Standes der Technik werden im folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher erläutert. Im einzelnen zeigen:

Figur 1 eine Mikrophotographie eines Teiles eines Probekörpers aus einer Superlegierung auf NickelbasiSj auf der die Wirkung der örtlichen Hitzekorrosion gezeigt ist (25-fache Vergrößerung) _}

Figur 2 eine Aufnahme, die durch Röntgenstrahlabtasten erhalten wurde und die die Konzentration des Wolframs in der Haut der Blase, die durch örtlichen Korrosionsangriff gebildet ist, bei Punkt (b) in Figur 1 zeigt,

Figur 3 eine Aufnahme,ähnlich der der Figur 2, welche die Konzentration des Molybdäns bei Punkt (b) zeigt,

Figur 4 eine Aufnahme, ähnlich der der Figur 2, die die Konzentration des Wolframs beim Punkt (a) in der Haut zeigt,

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Figur 5 eine andere Aufnahme, ähnlich der der Figur 2, welche die Konzentration des Molybdäns beim Punkt (a) zeigt,

Figur 6 eine weitere Aufnahme, ähnlich der der Figur 2, welche die Abwesenheit von Wolfram in der Haut am Punkt (c) in Figur 1, einem normalen Korrosionsangriff ausgesetzten Bereich des Probekörpers, zeigt,

Figur 7 eine andere Aufnahme, ähnlich der der Figur 2, welche die Abwesenheit von Molybdän in der Haut am Punkt (c) zeigt,

Figur 8 ein Larson-Miller-Diagramm der Belastungs/Bruch-Eigenschaften von 2 Superlegierungen auf Nickelbasis gemäß der vorliegenden Erfindung,

Figur 9 ein Larson-Miller-Diagramm, ähnlich dem der Figur 8 von einigen weiteren Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung und

Figur 10 ein drittes Larson-Miller-Diagramm weiterer Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung.

Die Ergebnisse der Korrosionstests, die in den Figuren 1-5 dargestellt sind, wurden in einem Versuch erhalten, bei dem man einen mit Prazisionsformguß hergestellten 2 1/2 kg-Block aus der Legierung Rene 80, einer kommerziell erhältlichen Superlegierung auf Nickelbasis, benutzte, wie sie in der US-PS 3 615 376 beschrieben ist und die die folgende Nominalzusammensetzung hatte:

Kobalt 9,5 %

Chrom 14,0 %

Aluminium 3,0 %

Titan 5,0 %

Molybdän 4,0 %

Wolfram 4,O %

Bor 0,015 %

Kohlenstoff 0,17 %

Zirkonium 0,03 %

Nickel Rest

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Der Block wurde zerschnitten und die erhaltenen Scheiben wurden einer Wärmebehandlung unterworfen, die aus einem zweistündigen Erhitzen auf etwa 122O°C im Vakuum, gefolgt von vierstündigem Erhitzen auf etwa 1090°C im Vakuum, gefolgt von weiterem vierstündigen Erhitzen auf etwa 1O5O°C im Vakuum und schließlich 16-stündigem Erhitzen auf etwa 845°C in Argon bestand. Einige der für die Korrosionsuntersuchung wärmebehandelten Scheiben wurden dann mit Natriumsulfat beschichtet

(0,5 mg/cm ) und zusammen mit einer nicht mit Salz beschichteten Scheibe in einem Gefäßofen bei etwa 9 25°C in Luft aufgehängt. Die Ofenauskleidung, ein mit einem verschlossenen Endstück versehenes Mulit(ein Aluminiumsilikat)rohr, enthielt einige Gramm geschmolzenes Natriumsulfat und die Temperatur des Ofens und die Position der Proben wurden so eingestellt, daß das im Ofen enthaltene Salz während des Erhitzens eine Temperatur hatte, die ebenso hoch oder etwas höher war, wie die der Korrosionsuntersuchung unterworfenen Scheiben. Die Luft in dem Ofen war mit Salz gesättigt und verzögerte so das Verdampfen der Beschichtung.

Nach dem Herausnehmen aus dem Ofen wiesen die salzbeschichteten Scheiben einen beträchtlichen Korrosionsangriff mit örtlicher Eindringung auf, wie er beispielsweise in Figur 1 gezeigt ist. Die ungesalzenen Scheiben waren jedoch gegenüber diesem beschleunigten Oxidationstest recht beständig und sie wiesen nur eine dünne Oxidhaut auf aber keine örtliche Eindringung oder Lochfraß,

Der gleiche Test, an anderen Legierungen ausgeführt, wie IN-738 und IN-792 führte jedoch nicht zu Löchern und dies stimmt überein mit Ergebnissen aus Brenneranlagen (im Englischen "burner rigs") und stützt die Schlußfolgerung, daß dieser beschleunigte Test geeignet ist, zum Induzieren örtlicher Korrosion bei dafür empfindlichen Legierungen und daß mit diesem Test infolgedessen die dafür empfindlichen Legierungen von den dafür unempfindlichen unterschieden wer-

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den können. Es wurden zu diesem Zwecke Korrosionsscheiben aus den in der folgenden Tabelle I aufgeführten Legierungen in der oben beschriebenen Weise für den gleichen Test hergestellt.

Tabelle I

Legie-	Co	Cr	Bestandtexle	Ti	4	in	Gew.	-%
rungs- be- zeich- nung	9,5	14	Al	5	3	Mo	Vl	Ta
A	η	Il	j	It	3		4	0,5
B	η	■I	Il	Il	2	,5	Il	1,0
C	Il	Il	η	■1	1		Il	1,5
D	«	Il	Il	Il	,5	Il	2,0
F		H		,5	It	3,0

Zr

0,5 0/016 0,03 0,15 Rest

Bemerkung: Legierungen A-D liegen außerhalb der Erfindung, F ist eine Legierung gemäß der Erfindung.

Die Verteilung von Molybdän, Wolfram, Tantal und Titan in den Karbidphasen von Rene 8O und jeder der in Tabelle I aufgeführten Legierungen ist, zusammen mit den Ergebnissen der Versuche in der Brenneranlage und zur beschleunigten Oxidation in der Tabelle II zusammengefaßt.

	Ti	Tabelle II	W	Mo	(Mo + W)	Lochfraß
Legierungs	51	Karbid (Gew.-%)	18	18	36	ja
bezeichnung	43		19	11	30	ja
	36	Ta	18	8	26	ja
Rene 80	36		12	6	18	ja
A	32	13	11	4	15	möglich
B	27	24	12	2	14	nein
C		31
D	40
F	48

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Auf der Grundlage dieser Ergebnisse wurden weitere Versuche ausgeführt, um die Zusammensetzung hinsichtlich der erwünschten Kombination mechanischer und korrosionbeständiger Eigenschaften zu optimalisieren. Es wurde also eine Reihe weiterer Legierungen, die Abänderungen der Legierung F waren, gemäß dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt, und diese Legierungen wurden bei etwa 1040 C Formtemperatur und einer etwa 125°C höheren Metalltemperatur zu Platten von etwa 2,5 χ 10 χ 12,5 cm gegossen. Die Nominalzusammensetzung jeder dieser Legierungen ist in der folgenden Tabelle III zusammengefaßt .

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Tabelle ITI

Bestandteile in Gew.-%

Legierung

Ni

Cr

Al

Ti

Mo

Ta

Hf

Zr

O CD -J

G H I J K L M N

Rest

9,5	14	3	5	1	,25	4	2,	5	——	5	—
9,5	14	3,2	5	1	,5	4	3		—	5	—
9,5	14	3	5	1		4	—		1,	5	—
9,5	14	3	5	1		4	2		0,		—
9,5	14	3	5	1		4	o,	5	1,		—
9,5	14	3	5	1	,5	4	2		—		0,5
9,5	14	3	5	1	,5	4	—			2,5
9,5	14	3	5	1	4	3		—	—

0,015 0,3 0,12

ψ 0,15

r-o cn co

CD-CD

2'^; 314 6

Die meisten dieser Platten wurden, wie oben beschrieben, wärmebehandelt mit der Ausnahme, daß das Erhitzen in der ersten Stufe nicht auf 122O°<
wie in Tabelle IV angegeben.

ersten Stufe nicht auf 122O°C sondern auf 1175°C erfolgte,

Die Platten wurden dann zerschnitten und metallografisch sowie hinsichtlich der Zug- und Brucheigenschaften untersucht und es wurden Scheiben für die Korrosionsuntersuchung maschinell zubereitet und untersucht.

Die Zugeigenschaften aller Legierungen waren sehr gut. Die Versuchsergebnisse bei Zimmertemperatur und etwa 6 5O°C waren ähnlich denen, wie sie für dicke Abschnitte der Rene 80 Superlegierung zu erwarten waren. Es gab keinen erwähnenswerten Unterschied bei der Zugfestigkeit oder der Streckgrenze zwischen den beiden Gruppen von Legierungen. Die Duktilität der Legierungen wurde im allgemeinen durch die Lösungs-Wärmebehandlung bei etwa 1175°C verbessert.

Die Ergebnisse von vorher ausgeführten Bruchuntersuchungen dieser Legierungen sind in der folgenden Tabelle IV zusammengefaßt und diese Ergebnisse sind grafisch auf den Larson-Miller-Diagrammen der Figuren 8, 9 und 10 dargestellt, wobei die Kurven mit den Ergebnissen der Rene 80 - Legierung zu Vergleichszwecken dienen sollen.

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	Legierung	Temperatur °C * (^hF)	(1600)	Tabelle	(40)	IV	Dauer (Std.	5	^PL-M	0)	Dehnung	RA %
	G	870	(I6oq)	Belastuna kg/cm² (ksi)	(40)	215,	7	(46 _f	8)	3,3	6,4
	H	870	(1600)	2800	(40)	556,	3	(46,	05)	4,3	9,0
	J	870	(1600)	2800	(40)	438,	6	(46,	4)	6,5	8,5
	K	870	(1600)	2800	(40)	340,	3	(46,	25)	5,1	9,9
	L	870	(1600)	2800	(40)	286,	4	(46,	65)	5,9	13,7
fn	M	870	(1400)	2800	(90)	434,	7	(46,	4)	8,1	9,8
VJ ί ο co cc·	G	760	(1400)	2800	(90)	37,	2	(40,	5)	6,2	10,0
co cn	M	760		6300		57,		(40,		9,3	27,0
			(1800)	6300	(27,5)		2		6)
co	N-1	980	(1800)		(27,5)	32,	0	(48,	7)	6,8	15,0
CO	N-2	980	(1600)	1900	(40)	33,	6	(48,	9)	3,1	6,4
	N-1	870	(1600)	1900	(40)	594,	1	(46,	6)	4,9	12,0
	N-2	870	(1600)	2800	(35)	1280,	2	(47,	7)	4,8	7,2
	N-1	870	(1600)	2800	(35)	1509,	1	(47,	9)	3,8	6,4
	N-2	870	(1400)	2450	(90)	1862,	7	(47,	9)	5,8	7,0
	N-1	760	(1400)	2450	(90)	27,	,0	(39,	-8)	4,2	19,0
	N-2	760		6300	83,		(40,		5,7	12,0
		6300

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+) Die N-1-Reihe unterscheidet sich von den anderen Reihen nur darin, daß die Lösungs-Wärmebehandlung bei etwa 122O°C anstelle von etwa 1175°C ausgeführt wurde.

Wie in den Figuren 8-10 dargestellt, sind die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung allgemein ausgezeichnet bei etwa 87O°C und etwa 98O°C, wobei die meisten Versuchsergebnisse um die durchschnittlichen Ergebnisse für Rene 80 herum liegen und ein Punkt bei etwa 87O°C und 2800 kg/cm liegt, einen ganzen Parameter oberhalb des für die Rene 80 - Legierung erhaltenen Durchschnittes. Die Zeitdauer der Bruchversuche bei etwa 76O°C und 6300 kg/cm liegt mit Ausnahme eines Falles, der Legierung N mit einer Lösungs-Wärmebehandlung bei etwa 1175°C, unterhalb des Durchschnittes für die Rene 80 Legierung. Die Bruchzähigkeiten sind im allgemeinen geringer als die von Rene 80, aber nicht so gering, daß diese Verringerung bereits als ernstlich zu bezeichnen ist.

An diesen Proben wurden di ii verschiedene Arten von Korrosionstests ausgeführt. Die beschleunigten Oxidationstests, wie sie oben beschrieben sind, wurden trotz der Anwesenheit vieler Karbide nahe der Probenoberfläche ohne irgendwelche Zeichen eines Lochfraßes bis zu 1700 Stunden ausgeführt.

Die elektrochemischen Tests ergaben ebenfalls ermutigende Resultate, wobei die Korrosionsgeschwindigkeiten etwa denen der Legierung IN-738 äquivalent waren. Vorhergesagte Eindringwerte waren z.B. in 1/1000 Zoll/600 Stunden bei 87O°C:4,4 (entsprechend 0,11 mm) für die Legierung N, verglichen mit 3,3 (entsprechend 0,080 mm) für die Legierung IN-738 und 7,7 (entsprechend 0,19 mm) für die Legierung Rene 80.

Die Brenneranlagen-Tests, die bei etwa 87O°C für Proben der meisten der experimentellen Legierungen einschließlich der Rene 80 ausgeführt wurden, ergaben die in der folgenden Tabelle V zusammengefaßten Ergebnisse.

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cn

CD

OO cn •ν» O CD

	Temperatur	(⁰F)	Dauer	Tabelle V	in (0,025 mm)
Legierung	⁰C	(1600)	(Std.)	Eindringung	Durchschnitt
	870	(1600)	651	Maximum	0,45
G	870	(1600)	614	1,35	1,4
H	870	(1600)	629	3,8	5,1
J	870	(1600)	603	9,95	0,6
K	870	(1600)	651	1,3	0,6
L	870	(1600)	651	1,75	1,2
M	870	(1600)	608	2,2	2,9
N-1	870	(1600)	1008	6,15	2,1
N-2	870	(1600)	611	5,4	0,65
Rene 80	870	(1600)	650	4,0	7,50/0,57
Rene 80	870	(1600)	1092	11,7/3,65	1,20/0,50
Rene 80	870	(1800)	1o17	7,40/1,60	1,7
Rene 80	980	(1800)	1o12	5,7	4,4
N-7	980	(1800)	507	6,8	3,1
Rene 80	980	(1800)	884	17,8/31,9	9,53
Rene 80	980		458	17,97	8,73/31,9
Rene 80	18,18/31,9

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Diese Tests wurden so ausgeführt, daß man die Proben einer Atmosphäre aussetzte, die durch die Verbrennung eines Nr. 2 Dieselöls, das 1 % Schwefel enthielt und zu dem 125 ppm Natrium in Form eines synthetischen Seesalzes hinzugegeben waren, erzeugt wurde. Dieser Brennstoff wurde bei Luft/Brennstoff-Verhältnissen verbrannt, wie sie normalerweise in einer Gasturbine vorkommen und das erhaltene Verbrennungsprodukt wurde mit einer Geschwindigkeit von etwa 21 m/sek. und bei einem Druck von 1 Atmosphäre an den Proben vorbeigeführt. Die Proben, Scheiben mit einem Durchmesser von 25 mm und 1,5 mm (entsprechend 6/100 Zoll) Dicke, wurden während der ganzen Testperiode auf der Verbrennungsgas-Temperatur gehalten.

Die diesen Brennertests unterworfenen Proben wurden zerschnitten und metallografisch untersucht, um die Eindrin qungstiefe des Hitzekorrosionsangriffes zu bestimmen. Die Angabe einer zweiten Zahl bei manchen Punkten in der Tabelle zeigt, daß die beiden Seiten des Probekörpers sehr verschiedene Korrosion aufwiesen, wobei z.B. eine Seite einen lokalisierten Lochfraß aufwies und der Korrosionsangriff ganz durch den Probekörper hindurchgegangen war, währenddie andere Seite nur eine normale Oberflächenkorrosion zeigte.

Die Tatsache, daß während dieser Tests in keiner dieser Legierungen Löcher auftraten, wird für sehr wesentlich angesehen. Zusätzlich zu den so erhaltenen Vorteilen ermöglicht dies eine genauere Vorhersage der Korrosionsgeschwindigkeit bei der Benutzung.

Die Untersuchung der gegossenen Platten aus den Legierungen der vorliegenden Erfindung ergab, daß kein ernstes Problem hinsichtlich der Gußgüte vorhanden war. Da kein Versuch gemacht worden war, die Gießparameter für diese besonderen Legierungen zu optimalisieren, ist es klar, daß irgendwelche Gießprobleme beim Gießen tatsächlicher Teile durch die Feststellung der optimalen Gießparameter leicht überwunden werden

können. 5 0 9 B B 5 / 0 9 7 9

Wie oben ausgeführt, wurde festgestellt, daß die Atmosphäre bei der Wärmebehandlung für die Beständigkeit dieser neuen Legierungen gegenüber Hitzekorrosion nicht kritisch ist. Sie unterscheiden sich von ähnlichen Legierungen des Standes der Technik sowohl darin, daß sie sehr beständig gegenüber Lochkorrosion sind als auch, daß sie durch eine Wärmebehandlung im Vakuum nicht anfällig werden für einen raschen Hitzekorrosionsangriff. Die Wärmebehandlung kann daher im Rahmen der vorliegenden Erfindung ohne Verwendung einer Wasserstoffoder Argonatmosphäre ausgeführt werden, und es ist auch nicht notwendig, zum Schütze des Werkstückes eine vorherige Beschichtung aufzubringen. '

Die vorliegende Erfindung umfaßt daher zusammengefaßt den Gebrauch einer geringen, aber kritischen Menge Tantal, Niob oder Hafnium oder einer Mischung davon, um die Lochkorrosion bei gewissen Superlegierungen auf Nickelbasis mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften zu beseitigen. Die Menge Tantal oder der anderen Metalle sollte geringer sein als die, welche eine merkliche Instabilität der MikroStruktur verursacht, d.h. etwa 3,5 Gew.-%, und sie sollte nicht geringer sein als die, die erforderlich ist, um die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung zu erhalten, d.h. etwa 1,5 Gew.-% für die Mischungen der obigen drei Metalle, etwa 1 % für Niob, etwa 2 % für Hafnium und etwa 2,5 % für Tantal, sofern diese einzeln eingesetzt werden.

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Claims

- 17 Patentansprüche

1. Gegossener Gegenstand aus einer Superlegierung auf Nickelbasis mit einer einzigartigen Kombination mechanischer Eigenschaften, mikrostruktureller Stabilitätscharakteristiken und Beständigkeit gegenüber örtlichem Lochfraß und allgemeiner Hitzekorrosion in korrosiven Umgebungen bei hoher Temperatur, gekennzeichnet durch folgende Bestandteile

13,7 bis 14,3 Gew.-% Chrom 9,0 bis 10,0 Gew.-% Kobalt 4,8 bis 5,5 Gew.-% Titan 2,8 bis 3,2 Gew.-% Aluminium 3,7 bis 4,3 Gew.-% Wolfram 1,0 bis 1,5 Gew.-% Molybdän 0,01 bis 0,02 Gew.-% Bor 0,02 bis 0,10 Gew.-% Zirkonium 0,08 bis 0,20 Gew.-% Kohlenstoff

1,5 bis 3,5 Gew.-% einer Mischung aus Tantal, Niob und

Hafnium oder

2,5 bis 3,0 Gew.-% Tantal oder 1,0 bis 1,5 Gew.-% Niob oder 2,0 bis 2,5 Gew.-% Hafnium und der Rest ist Nickel,

wobei dieser Gegenstand aus einer Matrix, einer ö"'-Ausfällung und einer Monokarbidphase besteht, die in der Matrix verteilt ist und die aus Tantal, Titan, Molybdän und Wolfram in solchen Mengenverhältnissen besteht, daß die Gesamtmenge von Molybdän und Wolfram in der Karbidphase geringer ist als 15 Gew.-% von dieser Phase.

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14 Gew.-% Gew.-% 9,5 Gew.-% Gew.-% 3,0 Gew.-% 5,0 Gew.-% 4,0 Gew.-% 1,5 Gew.-% 3,0 Gew.-% O,O15Gew.-% 0,12 0,03 Rest

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2. Gegenstand nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die folgenden Bestandteile der Superlegierung:

Chrom

Kobalt

Aluminium

Titan

Wolfram

Molybdän

Tantal

Kohlenstoff

Zirkonium

Nickel

Gegenstand nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung:

Chrom 14 Gew.-%

Kobalt 9,5 Gew.-%

Aluminium

3,O Gew.-%

Titan 5,0 Gew.-%

Molybdän 1,0 Gew.-%

Wolfram 4,0 Gew.-%

Tantal 0,5 Gew.-%

Niob 1,5 Gew.-%

Bor O,O15Gew.-%

Kohlenstoff O,12 Gew.-%

Zirkonium 0,03 Gew.-%

Nickel Rest

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4. Gegenstand nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung:

Chrom 14 Gew.-%

Kobalt 9,5 Gew.-%

Aluminium 3,0 Gew.-%

Titan 5,0 Gew.-%

Molybdän 1,0 Gew.-%

Wolfram 4,0 Gew.-%

Tantal 2,0 Gew.-%

Hafnium 0,5 Gew.-%

Bor 0,015 Gew. -%

Zirkonium 0,03 Gew.-%

Kohlenstoff 0,12 Gew.-%

Nickel Rest

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