DE2642202A1

DE2642202A1 - MULTI-STAGE HEAT TREATMENT FOR SUPER ALLOYS

Info

Publication number: DE2642202A1
Application number: DE19762642202
Authority: DE
Inventors: Alan David Cetel; Hector Barnett Dunthorne; Maurice Louis Gell; Robert Jacobi Henricks
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1975-09-22
Filing date: 1976-09-20
Publication date: 1977-03-31
Also published as: SE7609900L; FR2324753A1; CA1074674A; GB1508099A; BE846329A; FR2324753B3; JPS5239522A

Description

Mehrstufige Wärmebehandlung für SuperlegierungenMulti-stage heat treatment for superalloys

Die Erfindung betrifft ein mehrstufiges Wärmebehandlungsverfahren für Superlegierungen auf Nickelbasis, und zwar solche Nickellegierungen, die eingesetzt werden, wo mechanische Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen von Bedeutung sind? insbesondere findet die Erfindung Anwendung auf Nickelbasislegierungen des γ/ γ¹-Typs, die auch lokalisierte Konzentrationen an tiefschmelzenden Bestandteilen enthalten»The invention relates to a multi-stage heat treatment process for nickel-based superalloys, specifically those nickel alloys that are used where mechanical properties at elevated temperatures are important? In particular, the invention is used on nickel-based alloys of the γ / γ ¹ type, which also contain localized concentrations of low-melting constituents »

Superlegierungen auf Nickelbasis werden gewöhnlich auf Anwendungsgebieten unter hoher Temperatur und hoher Beanspruchung eingesetzt, wie z.B. bei Gasturbinentriebwerken. Da solche Legierungen im Hinblick auf ihre Hochtemperatur- und Hochfestigkeitseigenschaften entwickelt wurden, ist es schwierig,Nickel-based superalloys are commonly used in application fields used under high temperature and high stress, such as in gas turbine engines. Because such Alloys in terms of their high temperature and high strength properties it is difficult to

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sie nach herkömmlichen Metallbearbeitungstechniken in komplexe Formen zu bringen= Aus diesem Grunde werden kompliziert geformte Erzeugnisse aus Superlegierungen auf Nickelbasis gewöhnlich durch Gießen hergestellt« Werden komplexe Legierungen, xtfie z„B„ Superlegierungen auf Nickelbasis, zum Erstarren gebracht, verläuft der ErstarrungsVorgang in ungleichförmiger Weise, so daß mikroskopisch betrachtet verschiedene Teile des Gußstücks unterschiedliche chemische Zusammensetzungen aufweisen» Diese chemische Entmischung hat im allgemeinen nachteilige Auswirkungen auf die Eigenschaften der Legierung, und es ist eine allgemeine Regel, daß sich verbesserte Eigenschaften ergeben, wenn die Trennung auf ein Minimum gesenkt oder beseitigt werden kann.to bring them into complex shapes using conventional metalworking techniques = this is why they become complicated Shaped products made of nickel-based superalloys are usually made by casting «Are complex alloys, xtfie z "B" nickel-based superalloys, solidified, the solidification process takes place in a non-uniform manner, so that microscopically different parts of the Casting have different chemical compositions »This chemical segregation has generally disadvantageous It affects the properties of the alloy, and it is a general rule that it has improved properties result when the separation can be minimized or eliminated.

Da an die Eigenschaften und Betriebstemperaturen von Superlegierungen auf Nickelbasis steigende Anforderungen gestellt werden, wurden Legierungen entwickelt, die immer größere Mengen an Legierungszusätzen, insbesondere reaktive Metallzusätze, enthielten und sich zur Verbesserung bestimmter Eigenschaften als äußerst wirksam erwiesen haben. Wenn diese komplexeren Legierungen im allgemeinen auch verbesserte Eigenschaften haben, unterliegen sie auch zunehmender Entmischung (Segregation), die zu Problemen auf anderen Bereichen der Eigenschaften führen kann.Because of the properties and operating temperatures of superalloys Increasing demands are made on nickel-based alloys, alloys have been developed which contain ever larger quantities of alloy additives, in particular reactive metal additives and have been found to be extremely effective in improving certain properties. If these more complex alloys generally also have improved properties, they are also subject to increasing segregation, which can lead to problems in other areas of the properties.

Bislang wurde es auf dem Fachgebiet als Standardtechnik angesehen, Gußerzeugnisse einer Superlegierung auf Nickelbasis bei höheren Temperaturen für bestimmte Zeitspannen einer Wärmebehandlung zu unterwerfen, um so in gewissem Umfang eine Homogenisierung eintreten zu lassen. Das Homogenisieren ist ein Diffusionsprozeß, der extrem temperaturempfindlich ist. Daher muß, um eine erfolgreiche Homogenisierung in einem noch realistischen Zeitraum durchzuführen, die angewandte Temperatur so hoch wie möglich und bevorzugt sehr nahe dem Schmelzpunkt der Gemischmasse der Legierung sein. In gewöhnlichen Superle- It has heretofore been considered a standard technique in the art to subject cast products of a nickel-based superalloy to a heat treatment at elevated temperatures for certain periods of time so as to allow some degree of homogenization to occur. Homogenization is a diffusion process that is extremely temperature sensitive. Therefore, in order to carry out a successful homogenization in a still realistic period of time, the temperature used must be as high as possible and preferably very close to the melting point of the mixture mass of the alloy. In ordinary superle-

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gierungen auf Nickelbasis tritt in erheblichem Umfang eine chemische Entmischung tiefschmelzender eutektischer Phasen ein. Das Vorhandensein solcher tiefschmelzender eutektischer Bereiche bringt.für die erforderliche Wärmebehandlung vieler solcher Legierungen, insbesondere.die erfolgreiche Homogenisierung solcher Legierungen, ein ernstes Problem mit sich. Der Schmelzpunkt einiger tiefschmelzender Bereiche in einer Superlegierung auf Nickelbasis kann bis zu 110 bis 170 ⁰C unter dem Schmelzpunkt des Legierungsgemenges liegen. Das Schmelzen solcher entmischter Bereiche wird alsSchmelzbeginn bezeichnet und hat sich als äußerst schädlich für die Eigenschaften gerichtet erstarrter Gußstücke einer Superlegierung auf Nickelbasis in Querrichtung erwiesen und muß deshalb vermieden werden. In herkömmlich gegossenen Superlegierungen werden die Eigenschaften sowohl in Längs- als auch in Querrichtung nachteilig beeinflußt.Nickel-based alloys, chemical segregation of low-melting eutectic phases occurs to a considerable extent. The presence of such deep-melting eutectic regions poses a serious problem for the necessary heat treatment of many such alloys, in particular the successful homogenization of such alloys. The melting point of some low melting ranges in a superalloy based on nickel can be up to 110 to 170 ⁰ C below the melting point of the alloy batch. The melting of such segregated areas is referred to as melting onset and has been found to be extremely detrimental to the transverse directional properties of directionally solidified castings of a nickel-based superalloy and must therefore be avoided. In conventionally cast superalloys, the properties are adversely affected in both the longitudinal and transverse directions.

Superlegierungen auf Nickelbasis herkömmlicher Art haben gewöhnlich eine γ-Matrix und enthalten eine y' -Zweitphase in Form kleiner diskreter Teilchen. Diese y^l-Zweitphase wird durch Ausfällen nach dem Eintritt der Erstarrung gebildet. Größe, Abstand und Menge der y¹-Zweitphase werden weitgehend durch die Chemie der Legierung und deren Abkühlungsgeschwindigkeit von der Erstarrungstemperatur gesteuert. Es ist seit langem anerkannt, daß herkömmliche Superlegierungen auf Nickelbasis einen guten Teil ihrer Festigkeit der verfestigenden-Wirkung der γ'-Zweitphase verdanken; jedoch sind Verfahren zum Verbessern des Verfestigungsprozesses durch Modifizieren der Morphologie der; y'-Zweitphase ohne anfängliches.Schmelzen nicht ersichtlich.,Conventional nickel-based superalloys usually have a γ matrix and contain a γ ' second phase in the form of small discrete particles. This y ^l second phase is formed by precipitation after solidification has started. The size, distance and amount of the y ¹ second phase are largely controlled by the chemistry of the alloy and its cooling rate from the solidification temperature. It has long been recognized that conventional nickel-based superalloys owe much of their strength to the strengthening action of the γ'-second phase; however, methods of improving the solidification process by modifying the morphology of the; y'-second phase without initial melting not apparent.,

Es wurde ermittelt, daß geeignete Wärmebehandlungsverfahren . angewandt werden können, damit der Schmelzpunkt der entmischten Bereiche über die Temperatur der Löslichkeitskurve für denIt has been found that suitable heat treatment methods. can be applied so that the melting point of the segregated Ranges above the temperature of the solubility curve for the

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fasten Zustand der y^!-Phase erhöht werden kann, ohne das Volumen des Anteils der entmischten Bereiche wesentlich zu verändern. Das vorliegende Verfahren beruht auf der Diffusion zur Änderung der Zusammensetzung der entmischten Bereiche in ausreichendem Maße, um deren Schmelzpunkt zu erhöhen, statt solche Bereiche vollständig zu beseitigen. Die US-PS'en 3 753 790 und 3 78 3 032 offenbaren Wärmebehandlungsverfahren, die die entmischten Bereiche in Superlegierungen auf Nickelbasis vollständig beseitigen sollen. Die Erfindung unterscheidet sich von diesen Veröffentlichungen, weil das erfindungsgeipäße Verfahren die entmischten Bereiche nicht beseitiger, soll und tatsächlich ihre Menge (Voiumenanteil) auch nicht wesentlich beeinträchtigt, sondern nur die Zusammensetzung der Bereiche der zweiten Phase ausreichend verändern soll, um den Punkt des Schmelzbeginns über die Temperatur der Löslichkeitskurve der γ·¹-Phase anzuheben. Die Erfindung berücksichtigt auch weitere Stufen des Wärmebehandlungsverfahrens, um diefast state of y ^! -Phase can be increased without significantly changing the volume of the portion of the segregated areas. The present method relies on diffusion to change the composition of the segregated areas sufficiently to raise their melting point rather than completely eliminating such areas. U.S. Patents 3,753,790 and 3,783,032 disclose heat treatment processes intended to completely eliminate the segregated areas in nickel-based superalloys. The invention differs from these publications because the method according to the invention should not remove the segregated areas, and actually does not significantly affect their amount (volume fraction), but only change the composition of the areas of the second phase sufficiently to exceed the point at which melting begins to raise the temperature of the solubility curve of the γ · ¹ phase. The invention also contemplates further stages of the heat treatment process in order to achieve the

y'-Teilchen wieder in Lösung zu bringen und sie wieder als viel feinere Teilchen auszuscheiden, wodurch die Hochtemperatureigenschaften der Superlegierungen auf Nickelbasis beträchtlich verbessert werden.bring y 'particles back into solution and use them again as precipitate much finer particles, reducing the high temperature properties of the nickel-based superalloys can be significantly improved.

Gegenstand der Erfindung ist ein Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften der y/ γ'-Superlegierungen auf Nickelbasis, insbesondere solcher, die tiefschmelzende Entmischungsbereiche enthalten. Die Wärmebehandlung umfaßt eine erste Stufe, die der Anhebung der Schmelzbeginntemperatür der tiefschmelzenden Bereiche über die Löslichkeitskurve der y'-Phase dient, ohne deren Volumenanteil wesentlich zu beeinflussen, und eine zweite Stufe, die bei höherer Temperatur abläuft und dazu dient, die groben y' -Teilchen, wie gegossen, in Lösung zu bringen. Eine Wirkung der Wärmebehandlung ist es, den Schmelzbeginn während des Inlösungbringens der y'-Phase auf ein Minimum zu bringen, wodurch bestimmte mechanische Eigenschaften der Legierung verbessert werden. Die y*-Teilchen scheiden sich beim AbkühlenThe invention relates to a heat treatment process for improving the high-temperature properties of the y / γ'-nickel- based superalloys, in particular those which contain low-melting areas of segregation. The heat treatment comprises a first stage, which is used to raise the melting start temperature of the low-melting areas via the solubility curve of the y ' phase without significantly affecting its volume fraction, and a second stage, which takes place at a higher temperature and serves to reduce the coarse y' - Bringing particles into solution as if poured. One effect of the heat treatment is to minimize the onset of melting during the dissolution of the y ' phase, thereby improving certain mechanical properties of the alloy. The y * particles separate on cooling

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in feinerer Form wieder ab, xfodurch die Eigenschaften der
Legierung verbessert werden.in a finer form, by the properties of the
Alloy can be improved.

Zum besseren Verständnis der Erfindung itfird auf die Figuren und deren nachfolgende Beschreibung Bezug genommen/ von diesen zeigtFor a better understanding of the invention it is referred to the figures and the following description is referenced by / shows

Fig. 1 die MikroStruktur einer typischen y/ y'-Superlegierung auf Nickelbasis, wie gegossen?Fig. 1 shows the microstructure of a typical y / y ' nickel-based superalloy, as cast?

Fig. 2 ein schematisches Zeit-Temperatur-Diagramm gemäß der Erfindung ,·2 shows a schematic time-temperature diagram according to the invention,

Fig. 3 bis 5 jeweils ein schematisches Diagramm einer weiteren Äusführungsform der Fig. 2;FIGS. 3 to 5 each show a schematic diagram of a further embodiment of FIG. 2;

Fig. 6 die Gußlegierung der Fig. 1 nach vierstündiger Wärmebehandlung bei 1205 ⁰C?Fig. 6, the cast alloy of FIG. 1 after four hours of heat treatment at 1205 ⁰ C?

Fig. 7 eine elektronenmikroskopische Aufnahme der γ'-Teilchen in Fig. 1;FIG. 7 shows an electron micrograph of the γ ' particles in FIG. 1;

Fig. 8 eine elektronenmikroskopische Aufnahme der y '-Teilchen in Fig. 6;FIG. 8 shows an electron micrograph of the y 'particles in FIG. 6;

Fig. 9 die Legierung der Fig. 1 nach vierstündiger Wärmebehandlung bei 1232 °C;FIG. 9 shows the alloy of FIG. 1 after four hours of heat treatment at 1232 ° C;

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Fig« IO die Legierung der Fig. 1 nach Anwendung der zweistufigen Wärmebehandlung gemäß der Erfindung;Fig «IO the alloy of Fig. 1 after application of the two-stage Heat treatment according to the invention;

Figο 11 eine elektronenmikroskopische Aufnahme der in Fig„ 10 dargestellten y¹-Teilchen?FIG. 11 shows an electron microscope image of the y ¹ particles shown in FIG. 10?

Fig. 12 einen Vergleich der Zeiten für 1 % Kriechverformung nach verschiedenen Wärmebehandlungen?12 shows a comparison of the times for 1 % creep deformation after various heat treatments?

Fig. 13 einen Vergleich der Lebensdauer bis zum Bruch nach verschiedenen Wärmebehandlungen und13 shows a comparison of the service life to break after various heat treatments and FIG

Fig. 14 die Verbesserungen der Warmfestigkeitsdauer, die sich aus der Anwendung der Erfindung ergeben.Figure 14 illustrates the improvements in high temperature strength resulting from the practice of the invention.

Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich für die Anwendung auf Suparlegierungen auf Nickelbasis mit tiefschmelzenden eutektische»! Phasen, Das erfindungsgemäße Verfahren ist besonders geeignet für solche Legierungen, bei denen die Temperatur des Schmelzbeginns der tiefschmelzenden Phasen unter der Temperatur der Löslichkeitskurve der verstärkenden oder verfestigenden !/'-Abscheidung liegt. Das erfindungsgemäße Verfahren verbessert die Eigenschaften sowohl in Längs- als auch in Querrichtung bei Gußmaterial mit gleichgerichtetem Korn und verbessert die Eigenschaften gerichtet erstarrten Materials in Querrichtung. The method according to the invention is suitable for use on nickel-based supar alloys with low-melting eutectic »! Phases, The method according to the invention is particularly suitable for those alloys in which the temperature of the start of melting of the low-melting phases is below the temperature of the solubility curve of the reinforcing or solidifying! / 'Deposition. The method according to the invention improves the properties both in the longitudinal and in the transverse direction in the case of cast material with unidirectional grain and improves the properties of directionally solidified material in the transverse direction.

Eine typische MikroStruktur einer Superlegierung auf Nickelbasis, wie gegossen, zeigt Fig. 1. Die Legierungsnennzusammensetzung ist 9 % Cr, 10 % Co, 2 % Ti, 5 % Al, 0,11 % C, 12,5 % W, 1,0 % Nb, 0,015 % B, 2,O % Hf, Rest Nickel. Die mit A bezeichneten Bereiche bestehen aus einer tiefschmelzenden Phase, einem Eutektikum zwischen der y-Phase und der y'-Phase. Die mit B bezeichneten Bereiche bestehen aus groben y'-Teilchen in einer y-Matrix. A typical as-cast nickel-based superalloy microstructure is shown in Figure 1. The nominal alloy composition is 9 % Cr, 10 % Co, 2 % Ti, 5 % Al, 0.11 % C, 12.5% W, 1.0 % Nb, 0.015 % B, 2.0% Hf, balance nickel. The areas marked A consist of a low-melting phase, a eutectic between the y-phase and the y ' phase. The areas labeled B consist of coarse y ' particles in a y matrix.

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Die Erfindung wird nachfolgend¹ unter Bezugnahme auf Fig. 2 erklärt, die das erfindungsgemäße Verfahren in schematischer Form wiedergibt. Das Ausgangsmaterial hat, wie gegossen, eine mit T₁ bezeichnete Temperatur des Schmelzbeginns und eine mit T„ bezeichnete Temperatur der y'-Loslichkeitskurve. Wenngleich diese Temperaturen als Einzelwerte genannt sind, sind sowohl die Temperatur des Schmelzbeginns als auch die Temperatur der y'-Loslichkeitskurve gegenüber der Zusammensetzung empfindlich bzw. von ihr abhängig. So können verschiedene Bereiche in einem Gußstück verschiedene Schmelzbeginntemperaturen und verschiedene Temperaturen der y'-Loslichkeitskurve haben, doch ist die Streuung dieser Temperaturen gewöhnlich nicht groß. Oberhalb T₁ werden lokalisierte Bereiche des Materials, wie gegossen, die eine tiefschmelzende eutektische Zusammensetzung aufweisen, schmelzen; um jedoch das y'-Material in Lösung zu bringen, muß über Τ~ hinausgegangen werden. In dem Gußmaterial ist es nicht möglich, über T2 hinauszugehen, ohne T- zu überschreiten. Der Schmelzbeginn oder das anfängliche Schmelzen ist für bestimmte mechanische Eigenschaften abträglich, insbesondere für Eigenschaften in gerichtet erstarrten Legierungen in Querrichtung, und so war es bislang unpraktisch, die y'-Abscheidungen in vielen Superlegierungen auf Nickelbasis voll aufzulösen.The invention is explained below ¹ with reference to FIG. 2, which shows the method according to the invention in schematic form. As cast, the starting material has a _{temperature of the start of melting denoted by T 1} and a temperature of the y'-solubility curve denoted by T ". Although these temperatures are mentioned as individual values, both the temperature of the start of melting and the temperature of the y ' solubility curve are sensitive to the composition or are dependent on it. Thus, different areas in a casting can have different melting start temperatures and different temperatures of the y'-solubility curve, but the spread of these temperatures is usually not great. Above T ₁ , localized areas of the material, as cast, which have a low-melting eutectic composition, melt; however, in order to bring the y ' material into solution, one must go beyond Τ ~. In the cast material, it is not possible to go beyond T2 without exceeding T-. The onset of melting or initial melting is detrimental to certain mechanical properties, particularly transverse properties in directionally solidified alloys, and so it has been impractical to fully dissolve the y 'deposits in many nickel-based superalloys.

Die erste Stufe der Erfindung besteht im Erhitzen der Legierung auf eine Temperatur unter, bevorzugt aber innerhalb 30 C von der Temperatur T. des Schmelzbeginns; diese Temperatur wird als T, bezeichnet, bei dieser Temperatur erfolgt die Diffusion verhältnismäßig rasch, und die Temperatur T- des Schmelzbeginns steigt allmählich an, in dem Maße, wie sich die Zusammensetzung der tiefschmelzenden Bereiche ändert. Stufe I wird bei T₃ fortgesetzt, bis die Temperatur des Schmelsbeginns auf eine Temperatur T₄ über der Temperatur T₃ der y'-Loslichkeitskurve ansteigt. Vorzugsweise liegt T. um wenigstens 10 C über T,οThe first stage of the invention consists in heating the alloy to a temperature below, but preferably within 30 ° C. of the temperature T of the start of melting; this temperature is referred to as T i, at this temperature the diffusion takes place relatively quickly, and the temperature T- of the start of melting rises gradually as the composition of the deep melting areas changes. Stage I is continued at T ₃ until the temperature of the start of melting rises to a temperature T ₄ above the temperature T _{3 of} the y'-solubility curve. Preferably T. is at least 10 C above T, ο

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Das Material wird dann von T-, abgekühlt. Dann erfolgt Stufe II. Stufe II besteht im Erhitzen des Erzeugnisses auf eine Temperatur T₅, die über T₃ der y '-Löslichkeitskurve, aber unter der modifizierten Temperatur T₄ des Schmelzbeginns liegt. Bei dieser Temperatur T₅ lösen sich die y'-Teilchen in der Matrix. Wenn der Auflösevorgang praktisch abgeschlossen ist, wird das Material auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit abgekühlt', die die Bildung grober y' -Teilchen auf einem Minimum hält. Bei diesem AbkühlVorgang und/oder während der folgenden Hochtemperaturbehandlung scheidet sich das gelöste y'-Material in Form feiner Teilchen wieder ab.The material is then cooled down from T-. Stage II then takes place. Stage II consists in heating the product to a temperature T ₅ which is above T _{3 of} the y ' solubility curve but below the modified temperature T _{4 at} the start of melting. At this temperature T ₅ , the y ' particles dissolve in the matrix. When the dissolution process is practically complete, the material is cooled to room temperature at a rate which keeps the formation of coarse y ' particles to a minimum. During this cooling process and / or during the subsequent high-temperature treatment, the dissolved y ' material is deposited again in the form of fine particles.

Weitere Abänderungen sind möglich, z.B. kann während der Stufe I die Temperatur T, allmählich oder stufenweise erhöht werden, solange T^ stets kleiner ist als die Temperatur des Schmelzbeginns. Diese Abänderungen sind in Fig. 3 und 4 dargestellt. Fig. 3 greift den Fall heraus, wo eine allmähliche Temperaturerhöhung angewandt wird, und Fig. 4 zeigt den Fall einer stufenweise Temperaturerhöhung. Da Diffusionsgeschwindigkeiten sehr temperaturempfindlich sind, lassen die Ausführungsformen der Figuren 3 und 4 eine raschere Erhöhung der Temperatur des Schmelzbeginns zu als die Ausführungsform der Fig. 1. Diese potentielle Verbesserung muß gegen die gesteigerte Wahrscheinlichkeit unbeabsichtigten Überschreitens der Temperatur des Schmelzbeginns ausgewogen werden.Further changes are possible, e.g. the temperature T, can be increased gradually or in stages during stage I. as long as T ^ is always less than the temperature at which melting begins. These modifications are shown in FIGS. Fig. 3 singles out the case where a gradual temperature increase is applied, and Fig. 4 shows the case a gradual increase in temperature. Since diffusion velocities are very temperature sensitive, the embodiments of Figures 3 and 4 allow a more rapid increase in Melt onset temperature than the embodiment of the Fig. 1. This potential improvement must be balanced against the increased likelihood of inadvertently exceeding the The temperature of the onset of melting must be balanced.

Fig. 5 zeigt eine weitere Ausführungsform, bei der die Abkühlphase der Stufe I und die Aufheizphase der Stufe I zur Stufe III zusammengefaßt wurden, indem direkt von Stufe I auf Stufe II übergegangen wurde. Natürlich kann diese Ausführungsform mit denen der Figuren 3 und 4 kombiniert werden.5 shows a further embodiment in which the cooling phase of stage I and the heating phase of stage I have been combined to form stage III by going directly from stage I to stage II. Of course, this embodiment can be combined with those of FIGS. 3 and 4.

Nach dieser allgemeinen Beschreibung der Erfindung werden anschließend kritische Parameter erörtert und im einzelnen aus- After this general description of the invention then critical parameters are discussed in detail and exclusively

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geführt, wobei auf die allgemeine Ausführungsform, wie sie schematisch durch Fig= 2 beschrieben wird, Bezug genommen wird« Bei der Stufe I sind die Aufheiz- und Abkühlgesclwindigkeiten nicht besonders kritisch, aber die Zeit und die Temperatur sind xtfichtig» Die Temperatur muß für jede Legierung bestimmt werden, muß aber stets kleiner sein als die Temperatur des Schmelzbeginns„ Die Temperatur, bei der Stufe I durchgeführt wird, sollte möglichst nahe der Temperatur des Schmelzbeginns liegen, bevorzugt innerhalb 30 C und nicht mehr als 55 ⁰C von der Temperatur des Schmelzbeginns entfernt» Die Zeit bei der Temperatur für Stufe I muß experimentell bestimmt werden, da sie von der Größe und der Zusammensetzung der tiefschmelzenden eutektischen Phase abhängt» Im allgemeinen wird die Zeit für. Stufe I zwischen 2 und 20 Stunden liegen.with reference to the general embodiment as schematically described by FIG Alloy can be determined, but must always be lower than the temperature of the start of melting. The temperature at which stage I is carried out should be as close as possible to the temperature of the start of melting, preferably within 30 C and not more than 55 ⁰ C of the temperature of the start of melting removed »The time at the temperature for stage I must be determined experimentally, since it depends on the size and the composition of the low-melting eutectic phase» In general, the time for. Level I should be between 2 and 20 hours.

Die Aufheizgeschwindigkeit für Stufe II ist nicht besonders kritisch, aber die Zeit und die Temperatur sind kritisch, und die Abkühlgeschwindigkeit ist auch von Bedeutung. Die Temperatur muß so gewählt vierden, daß sie über die der y¹ -Löslichkeitskurve hinausgeht·, aber die Temperatur des Schmelzbeginns nicht übersteigt» Die Temperatur der ψ-Löslichkeitskurve variiert mit der Legierungszusammensetzung, und die Temperatur des Schmelzbeginns schwankt als Funktion der Legierungszusammensetzung, der erfolgten Bearbeitung und der für die Stufe I des Verfahrens gewählten Parameter» So muß die Temperatur, bei der die Stufe II durchgeführt vjird, für jede Legierungs zusammensetzung experimentell bestimmt werden» Die Zeit, in der das Material auf Temperatur gehalten ΐ-zerden muß, schi-jankt als Funktion der Morphologie des groben y'-Materials» Je größer die Teilchengröße ist, umso langer ist die erforderliche Zeit, typischerweise aber liegt die Zeit im Bereich von 1 bis 10 Stunden» Das Material muß von der Temperatur, bei der die Stufe II durchgeführt wird, mit einer Geschwindigkeit abgekühlt werden, die die Abscheidung feiner y'-Teilchen ohne Bildung grober y'-Teilchen erlaubt, und typischerweise liegt diese GeschwindigkeitThe heating rate for Stage II is not particularly critical, but the time and temperature are critical, and the cooling rate is also important. The temperature must Vierden selected so that they have the Y ¹ -Löslichkeitskurve goes ·, but the onset of melting temperature does not exceed "the temperature of the ψ -Löslichkeitskurve varies with the alloy composition and the melt-starting temperature varies as a function of the alloy composition of the the processing carried out and the parameters selected for stage I of the process "The temperature at which stage II is carried out must be determined experimentally for each alloy composition." -jankt as a function of the morphology of the coarse y'-material »The larger the particle size, the longer the time required, but typically the time is in the range of 1 to 10 hours» The material must be of the temperature at which the stage II is carried out, must be cooled at a rate that allows the deposition of fine y 'particles without the formation of coarse y''Particles allowed, and typically this speed is

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in der Größenordnung von 140 C/h.in the order of 140 C / h.

Die Teilchengröße der y '-Teilchen in dem Material, wie gegossen, liegt typischerweise in der Größenordnung von etwa 2 bis 5 prn, während nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung die Teilchengröße der y¹-Phase in der Größenordnung von weniger als etwa 1 um liegt.The particle size of the y 'particles in the as cast material is typically on the order of about 2 to 5 µm, while after the heat treatment according to the invention the particle size of the y ¹ phase is on the order of less than about 1 µm.

Die Erfindung wird unter Bezug auf das folgende veranschaulichende Beispiel weiter erklärt. Eine als PViA 1422 bezeichnete Legierung mit einer chemischen Nennzusammensetzung von 9 % Chrom, 10 % Kobalt, 2 % Titan, 5 % Aluminium, 12,5 % Wolfram, 0,15 % Kohlenstoff, 1 % Niob, 0,05 % Zirkon, 0,015 % Bor, 1,5 % Hafnium, Rest im wesentlichen Nickel, wurde eingesetzt. Die Legierung wurde in Schalengußformen zu Formerzeugnissen in Gestalt von Gasturbinenschaufeln gerichtet erstarrt. Eine Reihe von Gußteilen wurde metallographisch untersucht, die bei verschiedenen Temperaturen wärmebehandelt worden waren, und es wurde ermittelt,, daß die Temperatur des Schmelzbeginns der Legierung etwa 1210 C und die Temperatur der j/'-Löslichkeitskurve etwa 1227 C war. Durch die Untersuchung wurde festgestellt, daß eine 10-stündige Wärmebehandlung bei 1205 C die Temperatur des Schmelzbeginns der Legierung auf etwa 1240 C anhob. Während dieser Wärmebehandlung ergab sich kein Anzeichen für einen wesentlichen Schmelzbeginn. Dann wurden die Guß teile der folgenden Wärmebehandlung unterzogen, einer- Wärmebehandlung bei 1205 ⁰C für 10 Stunden, Abkühlung auf Raumtemperatur und anschließende Wärmebehandlung bei 1232 C für 4 Stunden und Abkühlen auf Raumtemperatur. Diese zweistufige Wärmebehandlung bewirkte die Anhebung der Temperatur des Schmelzbeginns der Legierung auf einen Wert über der Temperatur der γ '-Löslichkeitskurve während der ersten Stufe, was die Abscheidung der y'-Zweitphase während der zweiten Stufe ohne wesentlichen Schmelzbeginn in Lösung gehen ließ. Die Wir-The invention will be further explained with reference to the following illustrative example. An alloy called PViA 1422 with a nominal chemical composition of 9 % chromium, 10% cobalt, 2 % titanium, 5% aluminum, 12.5 % tungsten, 0.15% carbon, 1 % niobium, 0.05 % zirconium, 0.015 % Boron, 1.5 % hafnium, the remainder essentially nickel, was used. The alloy was directionally solidified in shell molds to form molded products in the form of gas turbine blades. A number of castings which had been heat treated at various temperatures were metallographically examined and it was found that the alloy onset melting temperature was about 1210 ° C and the temperature of the solubility curve was about 1227 ° C. As a result of the investigation, it was found that a 10 hour heat treatment at 1205 ° C raised the melting start temperature of the alloy to about 1240 ° C. During this heat treatment, there was no evidence of any significant onset of melting. Then, the molding parts of the following were subjected to heat treatment, on the one heat treatment at 1205 ⁰ C for 10 hours, cooled to room temperature and subsequent heat treatment at 1232 C for 4 hours and cool to room temperature. This two-stage heat treatment caused the temperature of the start of melting of the alloy to be raised to a value above the temperature of the γ 'solubility curve during the first stage, which caused the deposition of the y' second phase to go into solution during the second stage without any significant start of melting. The We-

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kung mehrerer Wärmebehandlungen ist in den Figuren gezeigt. Fig. 1 zeigt eine Mikrophotographie der MikroStruktur wie gegossen; die mit A bezeichneten Bereiche sind die y/ γ'-Eutektikumteilchen, die sich unmittelbar während des Erstarrungsvorgangs bildeten, und die mit B bezeichneten Bereiche sind die groben γ'-Abscheidungen. Fig. 6 zeigt eine Mikrophotographie der selben Legierung nach einer vierstündigen Wärmebehandlung bei 1205 C. Wieder sind die mit A bezeichneten Bereiche die tiefschmelzenden eutektischen Bereiche der Legierung und die mit B bezeichneten Bereiche sind die groben γ '-Teilchen, die sich während des ErstarrungsVorgangs gebildet haben.-Ein Vergleich der Figuren 1 und 6 zeigt, daß eine Wärmebehandlung über 4 Stunden bei 12O5°C keinen merklichen Effekt auf die Entmischungsbereiche hat, aber etwa die Hälfte der groben y '-Abscheidung in der Matrix in Lösung bringt. Die Größe der groben y¹-Teilchen sowohl in Fig. 1 als auch in Fig. 6 liegt in der Größenordnung von 3 bis 5 pm. Fig. 7 zeigt eine Wiedergabe einer elektronenmikroskoOischen Aufnahme der Y '-Teilchen in dem gegossenen Material, und Fig. 8 zeigt die gleiche Art der Photographie des Materials nach einer vierstündigen Wärmebehandlung bei 1205 C. Fig. 9 zeigt eine Mikrophotographie der selben Legierung nach einer vierstündigen Wärmebehandlung bei 1232 C. Es ist bemerkenswert, daß nach dieser Wärmebehandlung die y-Teilchen bei optischen Vergrößerungen nicht sichtbar sind, und es ist weiter zu beobachten, daß anfängliches Schmelzen oder Schmelzbeginn D in den mit A bezeichneten tiefschmelzenden eutektischen Bereichen eingetreten war. Fig. 10 zeigt eine Mikrophotographie der selben Legierung nach der zweistufigen Wärmebehandlung gemäß der Erfin-The effect of several heat treatments is shown in the figures. Fig. 1 shows a photomicrograph of the microstructure as cast; the areas labeled A are the y / γ ' eutectic particles which formed immediately during the solidification process, and the areas labeled B are the coarse γ' deposits. 6 shows a photomicrograph of the same alloy after a four hour heat treatment at 1205 C. Again, the areas labeled A are the low-melting eutectic areas of the alloy and the areas labeled B are the coarse γ 'particles that formed during the solidification process A comparison of FIGS. 1 and 6 shows that a heat treatment for 4 hours at 1205 ° C. has no noticeable effect on the segregation areas, but dissolves about half of the coarse y ′ deposition in the matrix. The size of the coarse y ¹ particles in both FIG. 1 and FIG. 6 is on the order of 3 to 5 μm. Fig. 7 shows a reproduction of an electron micrograph of the Y 'particles in the cast material, and Fig. 8 shows the same type of photograph of the material after a four hour heat treatment at 1205C Four hours of heat treatment at 1232 C. It is noteworthy that after this heat treatment the y -particles are not visible at optical magnifications, and it can also be observed that initial melting or onset of melting D had occurred in the low-melting eutectic regions designated by A. Fig. 10 shows a photomicrograph of the same alloy after the two-stage heat treatment according to the invention

dung. Die Legierung wurde 10 Stunden bei 1205 C wärmebehandelt, gefolgt von einer Wärmebehandlung bei 1232 °C über 4 Stunden. Die Wirkung des ersten Teils dieser Wärmebehandlung liegt in der Erhöhung der Temperatur des Schmelzbeginns der tiefschmelzenden Bereiche, ohne ihr sichtbares Aussehen wesentlich zu beeinflussen. Die zweite Stufe der Wärmebehandlung er-manure. The alloy was heat treated for 10 hours at 1205 C, followed by a heat treatment at 1232 ° C for 4 hours. The effect of the first part of this heat treatment lies in the increase in the temperature of the start of melting of the deep melting areas without their visible appearance to influence. The second stage of heat treatment

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folgt bei einer geringfügig über der y'-Löslichkeitskurve liegenden Temperatur, um die γ '-Teilchen in Lösung zu bringen. Beim anschließenden Abkühlen scheiden sich diese Teilchen in einer viel feineren Form wieder ab, so fein, daß sie mit dem freien Auge bei den Vergrößerungsbedingungen dieser Mikrophotographie nicht leicht zu sehen sind. In Fig. 10 sind die mit A bezeichneten Bereiche die tiefschmelzende eutektische Phase und die mit C bezeichneten Bereiche sind in Lösung gegangene γ'-Bereiche.follows at a temperature slightly above the y 'solubility curve in order to bring the γ ' particles into solution. On subsequent cooling, these particles redeposit in a much finer form, so finely that they cannot easily be seen with the naked eye under the magnification conditions of this photomicrograph. In FIG. 10, the areas labeled A are the deep-melting eutectic phase and the areas labeled C are γ ' areas which have gone into solution.

Beim Vergleich mit Fig. 9 ist zu erkennen, daß das Ausmaß des Schmelzbeginns stärkt reduziert ist. Fig. 11 ist eine Wiedergabe einer elektronenmikroskopischen Aufnahme, die die y'~ Teilchen in der in Fig. 10 gezeigten Probe zeigt. Die in der elektronenmikroskopischen Aufnahme sichtbaren, wieder abgeschiedenen Teilchen liegen in dar Größenordnung von 0,3 bis 0, 5 pm.When compared with FIG. 9, it can be seen that the extent of the onset of melting is greatly reduced. FIG. 11 is a reproduction of an electron micrograph showing the y ' particles in the sample shown in FIG. The redeposited particles visible in the electron microscope image are in the order of magnitude of 0.3 to 0.5 μm.

Die mechanischen' Eigenschaften einer gerichtet erstarrten Superlegierung auf Nickelbasis wurden nach mehreren verschiedenen Wärmebehandlungen ermittelt. Die Legierung hatte eine Nennzusammensetzung, wie sie zuvor im Zusammenhang mit Fig.l beschrieben wurde.The mechanical properties of a directionally solidified superalloy nickel-based were determined after several different heat treatments. The alloy had one Nominal composition as previously described in connection with FIG.

Die Standard-Wärmebehandlung bei 1205 C wurde als Vergleichsbasis angewandt. Eine Reihe von Testproben wurde 4 Stunden bei verschiedenen Temperaturen von 1205 bis 1260 ⁰C wärmebehandelt. Eine weitere Reihe von Testproben wurde einer zweistufigen Wärmebehandlung der hier beschriebenen Art unterworfen. Diese Proben wurden bei 98 2 C unter einer Beanspruchung von 2250 kp/cm getestet. Fig. 12 zeigt ein Diagramm der prozentualen Zeitänderung bis zu 1 % Kriechverformung als Funktion der Temperatur (die Ordinate zeigt den Prozentsatz der Änderung, wobei der Wert, der nach einer Wärmebehandlung von 1205 ⁰C erhalten wurde, den Standard darstellt). Kurve 1 zeigt, wie die Temperatur The standard heat treatment at 1205 C was used as a basis for comparison. A number of test samples were heat-treated at various temperatures from 1205 to 1260 ^{° C. for 4 hours.} Another series of test samples were subjected to a two-stage heat treatment of the type described herein. These samples were tested at 98 2 C under a load of 2250 kgf / cm. 12 shows a diagram of the percentage time change up to 1% creep deformation as a function of temperature (the ordinate shows the percentage change, the value obtained after a heat treatment of 1205 ^° C. being the standard). Curve 1 shows how the temperature

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der Lösung bei einem einstufigen Prozeß die Zeit bis zum Erreichen von 1 % Kriechverformung beeinflußt. Eine maximale Verbesserung von etwa 60 % wird bei etwa 1232 °C erreicht,-worauf ein Abfall bei höheren Temperaturen erfolgt. Die Kurve 2 zeigt, wie die Temperatur der zweiten Wärmebehandlungsstufe in einem Zweistufenverfahren die Zeit bis zum Erreichen von 1 % Kriechverformung beeinflußt. Eine maximale Verbesserung wird bei etwa 1240 C erreicht, und es ist bemerkenswert, daß dieses Maximum etwa 150 % beträgt, ein Zuwachs von etwa 90 % gegenüber dem Verhalten des Materials aus der einstufigen Wärmebehandlung.of the solution in a one-step process influences the time to reach 1 % creep deformation. A maximum improvement of around 60% is achieved at around 1232 ° C, followed by a decrease at higher temperatures. Curve 2 shows how the temperature of the second heat treatment stage in a two-stage process influences the time until 1% creep deformation is reached. A maximum improvement is achieved at about 1240 C, and it is noteworthy that this maximum is about 150 % , an increase of about 90 % over the behavior of the material from the one-step heat treatment.

Diese Untersuchungen wurden fortgeführt und die Lebensdauer bis zum Bruch gemessen. Diese Ergebnisse sind in Fig. 13 aufgetragen, die in der gleichen Weise wie Fig. 12 dargestellt ist, mit der Ausnahme, daß die Ordinate die Änderung der Lebensdauer bis zum Bruch in Prozent zeigt, im Vergleich zu einem bei 1205 ⁰C behandelten Material. Mit einer einstufigen Behandlung wird eine maximale Erhöhung auf etwa 50 % bei 1232 ⁰C erzielt, während eine zweistufige Wärmebehandlung einen maximalen Anstieg auf etwa 100 % bei 1240 C zeigt. So kann eine zusätzliche Verbesserung von etwa 50 % bei der Lebensdauer bis zum Bruch unter Anwendung eines zweistufigen Wärmebehandlungsverfahrens erzielt werden.These investigations were continued and the service life to break was measured. These results are plotted in Fig. 13, which is shown in the same manner as Fig. 12 except that the ordinate shows the percentage change in life to break compared to a material treated ^{at 1205 ° C.} With a one-stage treatment, a maximum increase to approximately 50% at 1232 ^° C. is achieved, while a two-stage heat treatment shows a maximum increase to approximately 100% at 1240 ° C. An additional improvement of about 50 % in life to break can be achieved using a two-stage heat treatment process.

Die Wirkung der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung auf die Warmfestigkeit der Legierung PWA 1422 ist in Fig. 14 zusammen mit Vergleichsdaten für ein herkömmliches Wärmebehandlungsverfahren gezeigt. Die Lebensdauer bis zum Bruch in Stunden ist für 4 verschiedene Beanspruchungs- und Temperaturbedingungen dargestellt. Es ist zu erkennen, daß das erfindungsgemäße Verfahren eine erhebliche Verbesserung der Lebensdauer unter allen untersuchten Bedingungen bietet.The effect of the heat treatment according to the invention on the High temperature strength of alloy PWA 1422 is shown in FIG. 14 along with comparative data for a conventional heat treatment process shown. The service life to break in hours is for 4 different stress and temperature conditions shown. It can be seen that the method according to the invention offers a significant improvement in service life under all conditions examined.

Wenn die Erfindung auch im Hinblick auf eine bevorzugte Aus-If the invention is also based on a preferred embodiment

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führungsform dargestellt und beschrieben wurde, so ist es doch für den Fachmann selbstverständlich, daß zahlreiche Änderungen und Weglassungen in Form und Einzelheiten erfolgen können, ohne den Bereich der Erfindung zu verlassen.Guide form was shown and described, it is obvious to those skilled in the art that numerous changes and omissions in form and details can be made without departing from the scope of the invention.

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Claims

642202 PATENT CLAIMS

1. Multi-stage heat treatment process for j // y ' superalloys based on nickel with localized areas of low-melting eutectic material, a temperature at the start of melting and a quantity of coarse J / ¹ particles with a temperature of the solubility curve, characterized by the following stages:.

a) heating the alloy to a temperature below, but within 55 C of the Melting temperature of the eutectic for. one to increase the melting point of the eutectic a temperature above that of the y 'solubility curve sufficient period of time,

b) heating the alloy to a temperature above that of the y'-solubility curve, but below the raised one Melt onset temperature for a

- .; ■ sufficient time for practically complete dissolution of the j / ^{f material and}

c) Cooling the alloy with a coarse formation y'-particle preventing speed,

2. The method according to claim 1, characterized in that the alloy is ^{heated to a temperature within a range of 30 °} C. from the temperature of the start of melting in stage a).

3. The method according to claim 1 or 2, characterized in

ORJGlNAL INSPECTED

net that the alloy is kept at temperature for about 2 to about 20 hours in stage a)

4. The method according to claim 1, characterized in that the temperature of the start of melting is increased to at least about 10 ° C. above the temperature of the y ' solubility curve.

5 "The method according to claim 1, characterized in that the alloy in stage b) is kept at temperature for about 1 to about 10 hours »

6 = Method according to one of Claims 1 to 5, characterized in that the morphology of the / 'phase in nickel-based superalloys with low-melting eutectic regions which melt below the temperature of the y ' solubility curve is as large as the particles after casting, is changed in the order of magnitude of about 2 to about 5 μm to a final size of less than about 1 μm.