DE2744085A1 - Superlegierungsschweissverbindungen auf nickelbasis - Google Patents
Superlegierungsschweissverbindungen auf nickelbasisInfo
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Description
UNITED TECHNOLOGIES CORPORATION Hartford, Connecticut 06101, V.St.A.
Superlegierungsschweißverbindungen auf Nickelbasis
Die Erfindung bezieht sich auf aushärtbare Superlegierungsschweißdrähte
auf Nickelbasis, die Mangan enthalten.
Superlegierungen auf Nickelbasis werden weitgehend in Anwendungsfällen, in denen hohe Beanspruchungen auftreten,
beispielsweise in Gasturbinentriebwerken, verwendet. In
manchen Anwendungsfällen ist es erforderlich, die Nickelbasis-Superlegierungsgegenstände
durch verschiedene Schweißverfahren miteinander zu verbinden. Große Schwierigkeiten
ergeben sich bei dem Schmelzschweißen von Superlegierungen und diese Schwierigkeiten umfassen insbesondere die
Rißbildung während oder nach dem Schweißprozeß. Die Rißbildung tritt gewöhnlich sowohl in der Schmelzschweißzone
als auch in dem der Schweißung benachbarten Grundwerk stoff auf, d.h. in der wärmebeeinflußten Zone. Bekannte
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Lösungen des Superlegierungsrißbildungsproblems beinhalten
weitgehend die Verwendung von rißbeständigen Zusatzdrahtlegierungen, die relativ niedrige Festigkeiten
haben. Der Zusatz dieser Werkstoffe zu der Schmelze kann den Grad der Rißbildung in dem Schmelzschweißwerkstoff erfolgreich
reduzieren. Die Rißbildung wird jedoch nicht notwendigerweise in dem der Wärmeeinflußzone benachbarten
Grundwerkstoff verhindert. Diese Lösung hat außerdem einen offensichtlichen Nachteil, weil die Schweißzone immer
eine niedrigere Festigkeit hat als die Superlegierungsgrundwerkstoffe, die miteinander verbunden werden. Die Nickelbasiszusatzlegierungen
niedriger Festigkeit, die im Stand der Technik benutzt werden, sind nicht immer aushärtbare
Legierungen, d.h. die bekannten Zusatzdrahtlegierungen haben im allgemeinen einen niedrigen Gehalt an Aluminium,
Titan, Tantal und Niob. Typisch für diese bekannten Legierungen ist die aus der US-PS 3 113 021 bekannte.
Diese Legierung enthält etwa 20 Gew.-% Chrom, etwa 1 Gew-% Eisen, etwa 2,5 Gew.-% Niob, etwa 3 Gew.-% Mangan,
etwa 0,2 Gew.-% Silicium, etwa 0,35 Gew.-% Titan und etwa 0,03 Gew.-% Kohlenstoff, während der Rest im wesentlichen
aus Nickel besteht. Die Werte von Aluminium, Titan, Tantal und Niob betragen, zusammengenommen, weniger als 3 Gew.-%
und diese Legierung würde keinen nennenswerten Aushärtungsgrad aufweisen. Ähnliche Schweißdrahtverbindungen auf Nickelbasis
sind in Metals Handbook, Band 6, Seite 284,beschrieben. Aber auch diese Legierungen sind nicht bis zu
einem nennenswerten Grad aushärtbar. Mangan ist kein üblicher Legierungszusatz für aushärtbare Superlegierungen auf
Nickelbasis, obgleich es in manchen Legierungen in geringem Umfang, üblicherweise als eine Verunreinigung, enthalten
sein kann.
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Die Erfindung betrifft eine Klasse von aushärtbaren Schweißdrahtverbindungen auf Nickelbasis, die die Rißbildung
des Grundwerkstoffes reduzieren, wenn hochfeste Superlegierungen auf Nickelbasis schmelzgeschweißt werden. Diese
Schweißzusatzlegierungen haben in besonderer Weise maßgeschneiderte Eigenschaften, so daß sie, wenn sie während
des Schmelzschweißens zugesetzt sind, die Spannungs-Dehnungsdynamik, die für die Rißbildung in der Grundwerkstoffwärmeeinflußzone
während der Schweißung oder während der Nachwärmung der Schweißung verantwortlich ist, günstig verändern.
Ein Hauptvorteil des Zusatzes von Mangan zu den Zusatzlegierungen ist die Reduzierung ihres Schmelzpunktes
(Solidustemperatur). Andere Legierungselemente, die die Solidustemperatur verringern oder Eigenschaften verändern»
erbringen nicht die besonderen Vorteile der Manganzusätze. Schweißungen, die mit den Zusatzdrähten nach der Erfindung
hergestellt worden sind, können bis zu hohen Festigkeitswerten ausgehärtet werden, weil die Elemente Tantal,
Niob, Aluminium und Titan in den Zusatzwerkstoffen vorhanden sind, die die intermetallischen V- und f"-Verbindungen
ausscheiden. Die beiden Grundtypen von Legierungen nach der Erfindung sind diejenigen, die durch die {Ϋ1 + T")-Phasen
aushärten, und diejenigen, die durch die Y' -Phase allein aushärten. Für die (f + f")-gehärteten Zusatzwerkstoffe
beträgt der breite Bereich von Legierungszusammensetzungen nach der Erfindung, jeweils in Gewichtsprozent:
Ni; 14-22% Cr; 7-18% Fe; 0-5% Co; 0-8% Mo; 0,5-1,5% Al;
0-2,0% Ti; 2-5% Nb; 0-8% Ta und 0,5-3,0% Mn, wobei die Summe von Al + Ti + Nb + Ta wenigstens 5% beträgt. Für die
I"-gehärteten Werkstoffe nach der Erfindung beträgt der
breite Verbindungsbereich, jeweils in Gewichtsprozent,
Ni; 14-22% Cr; 5-15% Co; 0-5% Fe; 0-8% Mo; 0,7-3% Al; 0,5-4% Ti; 0-6% Nb + Ta, und 1,5-3,0% Mn, wobei die Summe
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von Al + Ti wenigstens 3% beträgt. Die (Y% + r")-Zusatzdrähte
werden bevorzugt, wenn maximale Schweißbarkeit zusammen mit hoher Festigkeit bei mittleren Gebrauchstemperaturen
verlangt wird. Die T'-gehärteten Zusatzlegierungen sorgen für eine bessere Schweißbarkeit
mit der größtmöglichen Hochtemperaturfestigkeit.
Mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen
näher beschrieben. Es zeigen:
Fig. 1 eine Korrelation zwischen der Solidus-
temperatur einer Reihe von handelsüblichen und experimentellen Schweißzusatzlegierungen
auf Nickelbasis und dem Auftreten von Rißbildung in der Wärmeeinflußzone während des Schweißens
einer Superlegierung auf Nickelbasis,
Fig. 2 eine gleiche Beziehung zwischen dem
relativen Umfang von Wärmeeinflußzonenwarmrißbildung
und den Schweißdrahtsolidustemperaturen für die bevorzugten Zusatzlegierungen nach der Erfindung
und einigen gewöhnlich verwendeten handelsüblichen Zusatzlegierungen, und
Fig. 3 ein Korrelation zwischen der Schweis-
sungsfestigkeit und der Beständigkeit gegen Rißbildung bei der Nachwärmung
der Schweißung bei bekannten Legierungen und bei den Legierungen nach der Erfindung.
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Rißbildungsprobleme, die sich bei dem Schweißen von Superlegierungen auf Nickelbasis ergeben, können entweder
während der Erstarrung auftreten, die sich an den Schweißprozeß anschließt, oder während der anschließenden
Wärmebehandlungen. Die erste Art von Rißbildung wird als Warmrißbildung bezeichnet, während
die zweite als "Nachwärmrißbildung" bezeichnet wird. Es werden zwar Zusatzdrähte niedriger Festigkeit häufig
benutzt, um das Auftreten von beiden Rißbildungsarten in dem erstarrten Schweißwerkstoff zu minimieren, sie
sind jedoch nicht ebenso erfolgreich bei der Beseitigung des Problems in der Wärmeeinflußzone des Grundwerkstoffes.
Die Forschung hat ergeben, daß die metallurgischen Ereignisse, die einen rißbildungsempfindlichen Wärmeeinflußzonenzustand
in Superlegierungen erzeugen, unvermeidliche Folgen der Wärmezyklen während des Schmelzschweißens
sind. Die beste Lösung für das Wärmeeinflußzonenproblem ist daher, die Spannungs-Dehnungsdynamik während der
Schweißung und während der Nachwärmung der Schweißung günstig zu verändern, um die Rißbildung zu verringern,
statt zu versuchen, schädliche Mikrogefügeänderungen zu verhindern.
Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß die Zusätze von kleinen Mengen an Mangan zu einer gewissen
Klasse von Schweißdraht dieses Ziel erreichen lassen und die Tendenz für beide Arten von Wärmeeinflußzonenrißbildung
stark reduzieren. Der Schweißdraht nach der Erfindung ist auf hohe Festigkeit aushärtbar und dieses Merkmal steht in
deutlichem Kontrast zu den bekannten Zusatzdrahtverbindungen, die in Fällen benutzt werden, wo die Rißbildung ein Problem
ist. Vorzugsweise sind die Legierungen durch die
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Ausscheidung der geordneten raumzentrierten tetragonalen
Phase Ni3(Nb,Ta) aushärtbar, die üblicherweise als /"-Phase
bezeichnet wird. Diese Härtungsphase wird bevorzugt, da die Ausscheidung der Phase relativ langsam erfolgt
und daher einen Grad an Entspannung durch plastische Anpassung gestattet, bevor die Festigkeit des Zusatzdrahtes
beträchtlich ansteigt. Es hat sich außerdem gezeigt, daß Zusätze von kleinen Mengen an Mangan Verbesserungen
der Schweißbarkeit der Zusatzlegierungen mit sich bringen, die durch die Bildung der geordneten kubischflächenzentrierten
Phase Ni3(Al,Ti) gehärtet werden,
welche gewöhnlich als /'-Phase bezeichnet wird. Diese Härtungsphase ist von Vorteil, wenn hohe Festigkeit bei
Temperaturen verlangt wird, die größer als etwa 850 C sind.
Diese Legierungen nach der Erfindung, die durch Ausscheidung der y-Phase gehärtet werden, werden 14-22% Cr,
5-15% Co, 0-5% Fe, 0-8% Mo, 0,7-3% Al, 0,5-4% Ti, wobei die Summe von Al + Ti wenigstens 3% beträgt, 0-6% Ta +
Nb, 0,5-3% Mn, bis zu 0,1% C, bis zu 0,05% B und bis zu 0,10% Zr enthalten. Vorzugsweise wird der Mn-Gehalt 1,5%
überschreiten, die Summe von Al + Ti wird 4% überschreiten,
der C-Gehalt wird in den Bereich von 0,01 bis 0,04% fallen, der B-Gehalt wird weniger als 0,05% betragen und der Zr-Gehalt
wird kleiner als 0,08% sein. Der Rest der Legierung wird im wesentlichen aus Nickel bestehen.
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Diejenigen Legierungen nach der Erfindung, die durch Ausscheidung der V"-Phase , mit oder ohne die ^1-Phase,
gehärtet werden, werden 14-22% Cr, 0-5% Co, 7-18% Fe, 0-8% Mo, 0,5-1,5% Al, 0-2% Ti, 2-5% Nb, 0-8% Ta,
wobei die Summe von Al + Ti + Nb + Ta wenigstens etwa 5% übersteigt, 0,5-3% Mn, 0-0,1% C, 0-0,05% B, 0-0,10% Zr
enthalten, während der Rest im wesentlichen Nickel ist. Vorzugsweise enthält die Γ''-gehärtete Legierung 0,5-2,0% Mn,
0,01-0,04% C, 0,01-0,02% B und 0,01-0,03% Zr.
Es zeigt sich, daß der Zusatz von Mangan das Auftreten beider Arten von Rißbildung in der Wärmeeinflußzone der
Superlegierung reduziert, und zwar trotz der Tatsache, daß Mangan in dem Schweißwerkstoff abgelagert wird und
offensichtlich nicht physikalisch oder chemisch mit der rißbildungsempfindlichen Wäremeinflußzone in Wechselwirkung
tritt. Es ist eine Theorie entwickelt worden, um die vorteilhafte Auswirkung von Mangan auf die Warmrißbildung
in der Wärmeeinflußzone zu erklären. Diese Theorie betrifft die Auswirkung von Mangan auf die
Solidustemperatur von Superlegierunen auf Nickelbasis. Mangan hat im allgemeinen eine ziemlich starke Auswirkung
auf die Solidustemperatur, und der Zusatz von 1 Gew.-% Mangan zu einer Superlegierung auf Nickelbasis wird im
typischen Fall die Solidustemperatur um wenigstens 50 °C senken. Diese Senkung der Solidustemperatur bedeutet, daß eine
Mangan enthaltende Schweißzone bei einer niedrigeren Temperatur und nach der Ausbildung von Kontraktionsspannungen
erstarren wird, bis die wärmebeeinflußte Zone ihre Festigkeit und Duktilität beim Abkühlen erhöht hat.
Fig. 1 zeigt eine Korrelation zwischen der Solidustemperatur von verschiedenen Schweißzusatzdrähten und der Anzahl
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von Warmrissen, die in der Wärmeeinflußzone der Gußsuperlegierung Inco 713c nach dem Schweißen von Labortestproben
unter festgelegten Bedingungen beobachtet worden sind. Die Tests wurden streng genug durchgeführt,
damit wenigstens eine gewisse Rißbildung bei sämtlichen Zusatzdrähten auftrat, so daß ein gültiger
Vergleich durchgeführt werden konnte. Die gestrichelte Linie zeigt, daß der Zusatz von relativ großen Mengen
an Mangan zu reinem Nickel das Auftreten von Rißbildung stark reduziert. Die ausgezogene Linie zeigt eine Reihe
von Legierungen, die kommerziell für Schweißdraht benutzt werden, zusammen mit gewissen handelsüblichen Legierungen,
welchen absichtlich Mangan zugesetzt worden ist. Die Zusammensetzung der handelsüblichen Legierungen ist
in Tabelle I angegeben. Eine starke Korrelation ist zwischen der Solidustemperatür und dem Hang zur Rißbildung während
der Schweißung zu erkennen. Anfänglich wurde gedacht, daß die Solidustemperatur allein die Rißbildungstendenz
beeinflussen könnte, und es wurde eine Reihe von Legierungen auf Inconel-718-Basis hergestellt, welchen andere Legierungselemente
(Silicium, Bor und Magnesium) zugesetzt wurden, die dafür bekannt sind, daß sie die Solidustemperatur
senken. Aus Fig. 1 ist jedoch zu erkennen, daß trotz der Senkung der Solidustemperatur diese Legierungselemente einen vernachlässigbaren Einfluß auf die Rißbildungstendenz
hatten. Es scheint daher, daß die vorteilhaften Eigenschaften, die mit der Senkung der Solidustemperatur
verbunden sind, einzig und allein bei Mangan enthaltenden Verbindungen vorliegen.
Basierend auf diesen Feststellungen wurde eine umfangreiche
Auswertung der Schweißkenndaten und -eigenschaften von
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Schweißdrähten nach der Erfindung (vgl. Tabelle II) zusammen mit handelsüblichen Legierungsverbindungen
durchgeführt.
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ZUSAMMENSETZUNGEN VON HANDELSÜBLICHEN SUPERLEGIERUNGEN UND SCHWEISSZUSATZDRÄHTEN AUF NICKELBASIS
σ> bjt
Bezeichnung |
Art der
Festigung |
Gewichtsprozent (Nominal) | Ni | Cr | Co | MO | Fe | Al | Ti | Nb Ta | Mn |
GRUNDWERKSTOFF
SUPERLEGIERUNGEN Inco 713c |
f-Ausscheidung | Rest | 14 | 4,5 | 6 | 1 | 2(Nb+Ta) | ||||
Waspaloy | f-Ausscheidung | Rest | 19,5 | 13,5 | 4 | - | 1,4 | 3 | - | - | |
SCHWEISSZUSATZ-
DRÄHTE Inconel 625 |
Nichtaushärtbar | Rest | 21,5 | 9 | 2,5 | 0,2 | 0,2 | 3,65(Nb+Ta) | 0,15 | ||
Hastelloy W | Nichtaushärtbar | Rest | 5 | - | 24,5 | 5,5 | - | - | - | - | |
Inconel 718 |
(yi + t«)-Aus
scheidung |
Rest | 18,5 | - | 3 | 18 | 0,6 | 0,9 | 5(Nb+Ta) | 0,2 | |
Waspaloy | /' -Ausscheidung | Rest | 19,5 | 13,5 | 4 | 1,4 | 3 | — — | — |
ZUSAMMENSETZUNGEN VON EXPERIMENTELLEN SCHWEISSZUSATZDRA'HTEN
AUF NICKELBASIS NACH DER ERFINDUNG
Art der Gewichtsprozent (gemessen)
i (V'+r")-Aussch. Rest 19 - 3,512 1 25 - 2
2 ; (r'+r")-Aussch. Rest 19 - 3,5 12,5 1 - 4,8 7,2 0,5
_» 3 (T"+ r")-Aussch. Rest 19,7 - 3,6 15,3 0,7 13,25 5,3 1,2 _
cn u»
^ H (r'+r")-Aussch. Rest 19,2 - 3,6 15 0,7 - 3,15 3,15 0,7 ι
^ 5 V-Ausscheidung Rest 19,5 13,54 - 1,4 3- - 2
** 6 t' -Ausscheidung Rest 19 7 3,5- 1 2- - 2
CD CX)
Warmrißbildungstests wurden unter Verwendung von kegelförmigen, vorgegossenen Proben aus der Legierung Inco 713c
durchgeführt. Die Proben hatten eine Dicke von 3,2 mm längs der Stelle der Testschweißung. Ihre konisch zulaufende
Breite erzeugte einen sich ändernden Grad an Einspannung (und Rißbildungsneigung) von einem Ende zum
anderen der Schweißbarkeitstestprobe, um sicherzustellen, daß wenigstens eine gewisse Rißbildung in jedem Test auftrat.
Anschließend an das Entfetten wurden die Proben zum Schweißen in eine Haltevorrichtung eingebaut und eine
kontrollierte Menge der bewußten Schweißzusatzlegierung wurde in eine spanabhebend hergestellte V-Nut längs
der Stelle für die Testschweißung eingebracht. Die Menge an zugesetztem Schweißzusatzdraht wurde genau gemessen,
so daß jede anschließende Schweißung zu einem homogenen Gemisch aus 30-40 Vol.-% Zusatzlegierung und dem Rest aus
dem geschmolzenen Grundwerkstoff führte. Die Schweißungen wurden automatisch nach dem Gas-Wolfram-Lichtbogenverfahren
in einer evakuierbaren Schweißkammer ausgeführt, die mit hochreinem Argon gefüllt war. Alle Schweißungen wurden
mit gleichen Parametern ausgeführt: 75 A Schweißstrom; 15 V Schweißspannung und 88,8 mm/min Vorschubgeschwindigkeit.
Im Anschluß an die Schweißung wurden die Anzahl und die Lage von Warmrissen in der Wärmeeinflußzone durch
optische Prüfung mit 25-facher Vergrößerung ermittelt.
Die Ergebnisse dieser Tests bestätigten die Beziehung zwischen der Zusatzdraht-Solidustemperatur und dem Grad
an Rißbildung in der Wärmeeinflußzone des Grundwerkstoffes.
Fig. 2 zeigt, daß Schweißungen, die mit den (V + T") gehärteten
Zusatzdrähten nach der Erfindung (Legierungen Nr. 1 ,2
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3 und 4) den geringsten Umfang an Rißbildung in dor Wärmeeinflußzone
zeigten. Die Legierungen 5 und 6 (V-1-gehärtete
Zusatzdrähte nach der Erfindung) und zwei von den häufig benutzten handelsüblichen Zusatzdrähten ergaben Schweißungen
mit mittelmäßigem Umfang der Rißbildung, während andere handelsübliche Zusatzdrähte schlechtere Ergebnisse erbrachten.
Schweißbarkeitstests wurden unter Verwendung von Waspaloy-Grundwerkstoff
ausgeführt, um die Auswirkung der Zusatzdrähte nach der Erfindung auf die Rißbildung im Grundwerkstoff
während der Nachwärmung der Schweißung zu prüfen. Waspaloy ist eine handelsübliche Legierung, die schwierig
zu schweißen ist. Die Testproben bestanden aus 1,3 - 1,4 mn dickem Waspaloy-Blech, das an 33 mm dicken Unterlagen aus
austenitischem Stahl befestigt war, um einen hohen Grad an Einspannung und einen hohen Grad an Restschweißspannungen
während der Nachwärmung der Schweißung zu schaffen. Die oktogonalen Waspaloy-Testproben mit 114,5 mm über die
Stirnflächen wurden zuerst an den kreisförmigen Unterlagen mit einem Durchmesser von 133,4 mm durch Schweißung längs
des Achteckumfangs befestigt. Eine kreisförmige, im Querschnitt U-förmige Nut mit einem Durchmesser von 50,8 mm
wurde um den Mittelpunkt der Testprobe herum spannabhebend hergestellt, um eine Stelle für die Testschweißung
zu schaffen. Die Nutabmessungen ergaben später eine Schweißung die aus 45-55 Vol.-% Zusatzdraht und dem Rest aus dem Grundwerkstoff
bestanden. Die Testschweißungen wurden nach dem manuellen Gas-Wolfram-Lichtbogenverfahren unter Verwendung
eines Drehtisches und einer Argon-Verdeckung und mit folgenden Parametern ausgeführt: 30 A Schweißstrom; 88,8 nun/min
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Schweißvorschubgeschwindigkeit. Im Anschluß an die Schweißung und an eine Inspektion wurden die an den
Unterlagen befestigten Testproben mit einer mittleren Geschwindigkeit von 9,5 °C/min auf 843 0C erhitzt und
für vier Stunden in einer Argonofenatmosphäre gehalten. Nach dem Abkühlen in ruhender Luft auf Raumtemperatur wurden
die Testproben auf das Auftreten von Rißbildung während des Nachwärmens der Schweißung optisch überprüft.
Die Auswertung der Nachwärmtests zeigte, daß die Legierungen
3 und 4 nach der Erfindung die Grundwerkstoffmetallrißbildung am besten reduzierten. Die Legierungen 1,2 und 6
hatten eine mittelmäßige Auswirkung, während die Legierung 5 weniger zufriedenstellte. Zum Vergleich: der handelsübliche
Zusatzdraht Hastelloy W ergab ebenfalls gute Ergebnisse, die Zusatzdrähte aus Inconel 625 und Inconel
718 lagen in der mittleren Kategorie und Waspaloy stellte am wenigsten zufrieden.
Relative Schweißungsfestigkeiten wurden ermittelt, indem Gußstücke getestet wurden, die aus 50 Gew.-% Zusatzlegierung
und 50 Gew.-% Waspaloy bestanden, um verdünnte Schweißungen zu ergeben. Die Streckgrenzen wurden bei
84 3 0C unter Druckbelastung gemessen. Ergebnisse für einige
der als Beispiel gewählten Zusatzlegierungen sind in Tabelle III aufgeführt. Es ist zu erkennen, daß die
ausscheidungsgehärteten Zusatzdrähte nach der Erfindung eine beträchtlich größere Schweißungsfestigkeit liefern
als mit den nichtaushärtbaren handelsüblichen Zusatzdrähten erreichbar ist.
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_ 17 . 27U085
Die relative Rangordnung der Legierungen nach der Erfindung im Vergleich mit gewissen handelsüblichen
Zusatzdrähten ist in Tabelle IV mit Bezug auf die Auswirkungen sowohl auf die Nachwärmrißbildung als auch
auf die Warmrißbildung aufgeführt. Tabelle IV vergleicht außerdem die relative Festigkeit der verschiedenen
Zusatzlegierungen sowohl bei Zwischentemperaturen (z.B. 550 0C bis 850 °C) als auch bei hohen Temperaturen (z.B.
mehr als 850 °C).
Es ist zu erkennen, daß die (V1+ Ϋ")-gehärteten experimentellen
Zusatzdrähte (Legierungen 1-4) die größte Verbesserung des Problems der Rißbildung in der Wärmeeinflußzone
mit sich bringen und ebenso wirksam wie jede handelsübliche Legierung die Nachwärmrißbildung mindern.
Der Hastelloy-W-Zusatzdraht verringerte zwar ebenfalls
wirksam die Nachwärmrißbildung, die Schweißungsfestigkeit war jedoch wegen der Nichtaushärtbarkeit dieser Legierung
gering. Hochfeste Schweißungen könnten durch Verwendung von Waspaloy-Zusatzdraht zwar erzielt werden, die Neigung
zur Nachwärmrißbildung würde jedoch groß sein. Diese Beziehung zwischen der Schweißungsfestigkeit und der Tendenz
zur Nachwärmrißbildung ist in Fig. 3 angegeben, welche die ungefähre Schweißungsfestigkeit und halbquantitative Rißbildungsergebnisse
für mehrere Schweißdrähte zeigt. Fig. 3 zeigt, daß die Zusatzlegierungen nach der Erfindung die
bekannte Schweißungsfestigkeit-Rißbeständigkeitsgrenze überschreiten, die durch die vier handelsüblichen Grundlinien-Zusatzdrahtlegierungen
festgelegt ist. Beispielsweise
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ergab die Legierung 3 eine Rißbeständigkeit, die der des besten handelsüblichen Zusatzdrahtes, Hastelloy W,
gleichwertig war, kombiniert mit einer geschätzen Schweißungsfestigkeit, die mehr als doppelt so groß war
wie die von Hastelloy W (Tabelle ITI) . Die Legierung 2 war dem Zusatzdraht aus Inconel 718 im Einfluß auf die
Nachwärmrißbildung gleichwertig, aber war ungefähr 40%
fester. Tatsächlich ergab sie den festesten Schweißwerkstoff,
der bei 84 3 0C getestet wurde. Die r1 -gehärteten Zusatzdrähte
nach der Erfindung erhöhen die Nachwärmrißbeständigkeit nicht nennenswert. Sie ergeben jedoch Schweißungen
mit guten Festigkeiten bei hoher Temperatur und verringern gleichzeitig das Ausmaß der Warmrißbildung, das üblicherweise
auftritt, wenn versucht wird, bekannte wärmebeständige, "f -gehärtete Zusatzdrähte, wie Waspaloy (Tabelle IV) zu verwenden.Daher
erbringen sowohl die Ϋ*- als auch die (/'+ T")-gehärteten
Zusatzdrähte nach der Erfindung bei der Anwendung beim Schmelzschweißen zur Herstellung und Reparatur von
Superlegierungen einen größeren Nutzen als bekannte Verfahren·
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AUSWIRKUNG DES ZUSATZDRAHTES
AUF DIE WARMFESTIGKEIT
AUF DIE WARMFESTIGKEIT
Testtemperatur: 84 3 °C
Testwerkstoff : Gußlegierung aus 50% Zusatzlegierung
und 50% Waspaloy
STRECKGRENZE ZUSATZLEGIERUNG BEI 0,2% in N/nun2
Legierung Nr. 2 54 9,6
Legierung Nr. 3 464,7
Legierung Nr. 4 443,3
Inconel 625 319,9
Hastelloy W 204,1
Inconel 718 393,0
Waspaloy 508,9
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RELATIVER GRAD DES EINFLUSSES VON EXPERIMENTELLEN UND HANDELSÜBLICHEN SCHWEISSZUSATZDRXHTEN AUF DIE RISSBILDUNG
UND FESTIGKEIT VON SCHWEISSUNGEN
Relativer Grad des Vorteils*
Bezeichnung Art der Rißbildung Festigkeit
der Legierung Festigung Warm- Nachwärm- bei Zwisch.- bei hoher
der Legierung Festigung Warm- Nachwärm- bei Zwisch.- bei hoher
tenjp.
Legierung Nr. 1 (V + /") -Aussch. 12 1 2
Legierung Nr.2 (f1+f")-Aussch. 12 1 2
Legierung Nr.3 (T'+T")-Aussch. 11 1 2
Legierung Nr.4 (r1+r")-Aussch. 2 1 1 2
Legierung Nr.5 (V1+f")-Aussch. 2 3 1 1
Legierung Nr.6 /'-Ausscheidung 2 2 2 1
Inconel 625 Nichtaushärtbar 2 2 3 3
Hastelloy W Nichtaushärtbar 3 1 3 3
Inconel 718 (f'+f")-Aussch. 2 2 1 2
Waspaloy T' -Ausscheidung 3 3 1 1
* Relativer Maßstab:
1 = am größten
2 = mittelmäßig
3 = am geringsten
809815/0639 ORIGINAL tNSPECTEO
Claims (6)
1.Superlegierungsschweißverbindungen auf Nickelbasis,
die wenigstens etwa 3% Al + Ti enthalten und vorwiegend durch die Ausscheidung der y-Phase gehärtet sind, gekennzeichnet durch einen Zusatz an etwa 0,5 bis etwa 3% Mn zur Reduzierung der Rißbildung während und nach der Schweißung.
die wenigstens etwa 3% Al + Ti enthalten und vorwiegend durch die Ausscheidung der y-Phase gehärtet sind, gekennzeichnet durch einen Zusatz an etwa 0,5 bis etwa 3% Mn zur Reduzierung der Rißbildung während und nach der Schweißung.
2.Verbindungen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die Summe von Al +Ti 4% übersteigt und daß der Mn-Gehalt
etwa 1,5% übersteigt.
3. Verbindungen nach Anspruch 1 oder 2 zur Verwendung als Schweißzusatzlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie
im wesentlichen aus 14-22% Cr, 5-15% Co, 0-5% Fe,
0-8% Mo, 0,7-3% Al, 0,5-4% Ti, 0-6% Ta + Nb, 0,5-3% Mn, bis zu 0,1% C, bis zu 0,05% B, bis zu 0,10% Zr, wobei die Summe von Al + Ti 3% übersteigt und wobei der Rest im wesentlichen Ni ist, bestehen.
0-8% Mo, 0,7-3% Al, 0,5-4% Ti, 0-6% Ta + Nb, 0,5-3% Mn, bis zu 0,1% C, bis zu 0,05% B, bis zu 0,10% Zr, wobei die Summe von Al + Ti 3% übersteigt und wobei der Rest im wesentlichen Ni ist, bestehen.
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ORIGINAL INSPECTED
4. Superlegierungsschweißverbindungen, welche mehr als etwa 5% Al + Ti + Nb + Ta enthalten und vorwiegend
durch Ausscheidung der /''-Phase, mit oder ohne das
Vorhandensein der /'-Phase, gehärtet sind, gekennzeichnet
durch einen Zusatz von etwa 0,5 bis etwa 3% Mn zum Reduzieren der Rißbildung während und nach der Schweißung.
5. Verbindungen nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet,
daß der Mn-Gehalt etwa 0,5-2,0% beträgt.
6. Verbindungen nach Anspruch 4 oder 5 zur Verwendung
als Schweißzusatzlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus 14-22% Cr, 0-5% Co, 7-18% Fe,
0-8% Mo, 0,5-1,5% Al, 0-2% Ti, 2-5% Nb, 0,8% Ta, 0,5-3% Mn, 0-0,05% B, 0-0,08% Zr, mehr als 5% Al + Ti + Nb + Ta
und dem Rest im wesentlichen Ni bestehen.
809815/0639
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