DE2821524A1 - Waermebehandelter nickelbasissuperlegierungsgegenstand sowie verfahren und zwischeneinkristallgegenstand zu seiner herstellung - Google Patents

Description

United Technologies Corporation Hartford, Connecticut 06101, V.St.A.

Wärmebehandelter Nickelbasissuperlegierungsgegenstand sowie Verfahren und Zwischeneinkristallgegenstand zu seiner Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der homogenen Einkristallsuperlegierungsgegenstände.

Das Gebiet der Nickelbasissuperlegierungen wird seit vielen Jahren intensiv erforscht und ein Ergebnis dessen sind sehr viele erteilte Patente auf diesem Gebiet. Einige von ihnen beschreiben Legierungen, welche keine absichtlichen Zusätze von Kobalt, Kohlenstoff, Bor oder Zirkonium enthalten, oder Legierungen, in welchen diese Elemente wahlweise vorhanden sind. Von diesen Patentschriften seien beispielsweise die US-PS'en 2 621 122, 2 781 264, 2 912 323, 2 994 605, 3 046 108, 3 166 412, 3 188 402, 3 287 110, 3 304 176 und 3 322 534 genannt. Diese Patentschriften "beschreiben keine Einkristallanwendungsfälle.

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Die TJS-PS 3 4-94- 709 beschreibt die Verwendung von Einkristallgegenständen in Gasturbinentriebwerken. In dieser Patentschrift ist angegeben, daß es erwünscht ist, gewisse Elemente, wie Bor und Zirkonium, auf niedrige Gehalte zu begrenzen.

Die Begrenzung von Kohlenstoff auf niedrige Gehalte in Einkristallsuperlegierungsgegenständen ist in der US-PS 3 567 beschrieben.

Die US-PS 3 915 761 beschreibt einen Nickelbasissuperlegierungsgegenstand, der durch ein Verfahren hergestellt wird, welches ein hyperfeines dendritenartiges Gefüge ergibt. Als Ergebnis der Feinheit des Gefüges kann der Gegenstand in relativ kurzen Zeiten homogenisiert werden.

Die herkömmlichen Superlegierungen auf Nickelbasis, die zur Herstellung von solchen Teilen benutzt werden, sind in den letzten dreißig Jahren entwickelt worden. Typischerweise enthalten diese Legierungen Chrom mit einem Gehalt von etwa 10% hauptsächlich für den Oxydationswiderstand, Aluminium und Titan in einem kombinierten Gehalt von etwa 5% für die Bildung der verfestigenden V-Phase und hochschmelzende netalle, wie Wolfram, Molybdän, Tantal und Niob, in Gehalten von etwa 5% als Mischkristallverfestiger. Praktisch alle Superlegierungen auf Nickelbasis enthalten auch Kohlenstoff mit einem Gehalt von etwa 0,1%, der als Korngrenzenverfestiger wirkt und Carbide bildet, die die Legierung verfestigen. Bor und Zirkonium werden häufig in kleinen Mengen als Korngrenzenverfestiger zugesetzt.

Meistens werden Gasturbinenschaufeln durch Gießen hergestellt und der meistens angewandte Gießprozeß ergibt Teile, die gleichachsige, nichtorientierte Körner haben. Es ist bekannt, daß die Hochtemperatureigenschaften von Metallen gewöhnlich von den Korngrenzeneigenschaften ziemlich abhängig sind, und infolge-

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dessen sind Anstrengungen gemacht worden, um solche Grenzen zu verfestigen (beispielsweise durch die oben angegebenen Zusätze) oder um die Korngrenzen quer zu der Hauptbeanspruchungsachse des Teils zu reduzieren oder zu eliminieren. Eine Methode zum Eliminieren von solchen Quergrenzen wird als gerichtete Erstarrung bezeichnet und ist in der US-PS 5 260 505 beschrieben. Die gerichtete Erstarrung wirkt so, daß ein orientiertes Mikrogefüge von stengeiförmigen Körnern erzeugt wird, dessen Hauptachse parallel zu der Beanapruchungsachse des Teils ist und das minimale oder keine Korngrenzen senkrecht zu der Beanspruchungsachse des Teils hat. Eine weitere Ausdehnung dieses Konzepts ist die Benutzung von Einkristallteilen in Gasturbinenschaufeln. Dieses Konzept ist in der US-PS 3 494 709 beschrieben. Der offensichtliche Vorteil der Einkristallschaufel ist die komplette Abwesenheit von Korngrenzen. In Einkristallen sind deshalb Korngrenzen als potentielle Schwächungsstellen eliminiert und die mechanischen Eigenschaften des Einkristalls sind völlig von den inhärenten mechanischen Eigenschaften des Materials abhängig.

In der bekannten Legierungsentwicklung hat man sich bemüht, die Probleme, welche sich aus Korngrenzen ergeben, durch den Zusatz von Elementen, wie Kohlenstoff, Bor und Zirkonium, zu lösen. Ein weiteres Problem, das in der bekannten Legierungsentwicklung zu lösen versucht worden ist, ist die Ausbildung von schädlichen Phasen nach langer Einwirkung von erhöhten Temperaturen (d.h. die Legierungsunstabilität). Ton diesen Phasen gibt es zwei allgemeine Typen. Eine, die σ-Phase, ist wegen ihrer Sprödigkeit unerwünscht, während die andere, die μ -Phase, unerwünscht ist, weil sie große Mengen der hochschmelzenden Mischkristallverfestiger bindet und dadurch die übrigen Legierungsphasen schwächt. Diese Phasen werden als TCP-Phasen (topologically closed packed phases oder topologisch geschlossen gepackte Phasen) bezeichnet und eine ihrer

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_ η

üblichen Eigenschaften ist, daß sie alle Kobalt enthalten. Es gibt TCP-Phasen, die sich in Abwesenheit von Kobalt ausbilden können, aber diese kobaltfreien TCP-Phasen enthalten andere Elemente, wie Silicium, die gewöhnlich in Superlegierungen auf Nickelbasis nicht anzutreffen sind. Eine naheliegende Möglichkeit zur Steuerung dieser schädlichen Phasen ist zwar das Entfernen oder die Minimierung von Kobalt, diese Möglichkeit hat sich jedoch bei bekannten Legierungen für polykristalline Anwendungsfälle nicht als praktisch erwiesen. Das Problem ist, daß, wenn Kobalt entfernt oder beträchtlich verringert wird, sich der Kohlenstoff vorzugsweise mit den hochschmelzenden Metallen vereinigt und MgC-Carbide bildet, die für die Eigenschaften des Materials schädlich sind, da ihre Bildung zur Verarmung der Legierung an verfestigenden hochschmelzenden Elementen führt.

Aus der US-PS 3 567 526 ist es bekannt, daß Kohlenstoff aus Einkristallsuperlegierungsgegenständen vollständig entfernt werden kann und daß durch dieses Entfernen die Ermüdungseigenschaften verbessert werden.

In Einkristallgegenständen, die frei von Kohlenstoff sind, gibt es zwei wichtige Verfestigungsmechanismen. Der wichtigste Verfestigungsmechanismus ist die intermetallische V -Phase Ni^(Al, Ti). In modernen Nickelbasissuperlegierungen kann die y-Phase in Mengen von bis zu 60 Vol.-% auftreten. Der zweite Verfestigungsmechanismus ist die Mischkristallverfestigung, die durch das Vorhandensein der hochschmelzenden Metalle, wie Wolfram und Molybdän, in der Nickelmischkristallmatrix erzeugt wird. Bei einem konstanten Volumenbruchteil der V -Phase können beträchtliche Änderungen der Verfestigungswirkung dieses Volumenbruchteils an γ'-Phase erzielt werden, indem die Größe und die Morphologie der Y-Ausscheidungsteilchen verändert werden. Die V-Phase ist durch eine Solvustemperatur gekenn-

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— σ —

zeichnet, oberhalb welcher die Phase sich in die Matrix hinein auflöst. Bei vielen Gußlegierungen liegt jedoch die

V-Solvustemperatur tatsächlich oberhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens, so daß es nicht möslich ist, die V-Phase ohne beginnendes Schmelzen effektiv zu lösen. Das Lösen der v'-Phase ist der einzige Weg, auf dem die Morphologie der Y-Phase, so wie sie gegossen worden ist, modifiziert werden kann. Bei vielen modernen kommerziellen Nickelbasissuperlegierungen ist daher die Y-Morphologie auf die Morphologie beschränkt, die sich aus dem ursprünglichen Gießprozeß ergeben hat. Der andere Verfestigungsmechanismus, die Mischkristallverfestigung, ist am wirksamsten, wenn die Mischkristallverfestigungselemente in der gesamten Mischkristalllösungsmatrix gleichmäßig verteilt sind. Diese Verfestigung wird wiederum in ihrer Wirksamkeit durch die Art des Gieß- und Erstarrungsprozesses verringert. Praktische Nickelbasissuperlegierungen erstarren in einem weiten Temperaturbereich. Der Erstarrungsprozeß beinhaltet das Ausbilden von Dendriten mit hohem Schmelzpunkt, gefolgt von dem anschließenden Erstarren der interdendritischen Flüssigkeit mit niedrigerem Schmelzpunkt. Dieser Erstarrungsprozeß führt zu beträchtlichen Zusammensetzungsinhomogenitäten in dem gesamten Mikrogefüge. Es ist theoretisch möglich, ein solches Mikrogefüge zu homogenisieren, indem es auf erhöhte Temperaturen erhitzt wird, damit eine Diffusion erfolgt. Bei praktischen Nickelbasissuperlegierungen ist jedoch die maximale Homogenisierungstemperatur, die durch die Temperatur des beginnenden Schmelzens begrenzt ist, zu niedrig, um eine beträchtliche Homogenisierung in praktischen Zeitspannen zu gestatten.

Die Erfindung beinhaltet drei miteinander in Beziehung stehende Aspekte. Der erste Aspekt ist die besondere Legierung, die benutzt wird. Die Legierung ist eine Nickelbasislegierung mit einem Gehalt von etwa 8 bis etwa Λ2% Chrom, etwa 4-, 5 bis etwa 5,5% Aluminium, etwa 1 bis 2% Titan, 3 bis 5% Wolfram und 10

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Ms 14% Tantal. Der Kobaltgehalt wird so gesteuert, daß er in den Bereich von 3-7% fällt, und der Rest ist hauptsächlich Nickel. Die gemäß der Erfindung benutzte Legierung ist frei von absichtlichen Zusätzen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium, obgleich diese Elemente als unbeabsichtigte Verunreinigungen vorhanden sein können. Die Legierung ist dadurch gekennzeichnet, daß sie eine !Temperatur des beginnenden Schmelzens oberhalb von etwa 1260 ⁰G hat. Diese Legierung kann daher unter Bedingungen wärmebehandelt werden, die das Lösende: γ» -Phase ohne beginnendes Schmelzen gestatten. Gleichzeitig gestattet die hohe Temperatur beginnenden Schmelzens eine im wesentlichen vollständige Homogenisierung der Legierung in kommerziell praktischen Zeiten. Die hohe Temperatur beginnenden Schmelzens der Legierung ist ein Ergebnis des NichtVorhandenseins von Kohlenstoff, Bor und Zirkonium. Der niedrige Kobaltgehalt blockiert die Bildung von schädlichen TCP-Phasen.

Der zweite wichtige Aspekt der Erfindung ist die Ausbildung der eben beschriebenen Legierung als Einkristallgegenstände.

Der dritte Aspekt der Erfindung ist die Wärmebehandlungsfolge, durch die die Y -Morphologie modifiziert und gleichzeitig verfeinert werden kann, so daß eine beträchtliche Homogenisierung des Mikrogefüges, so wie es gegossen worden ist, erreicht wird. Der sich ergebende Einkristallgegenstand hat ein Mikrogefüge, dessen typische Y¹-Teilchengröße etwa ein Drittel der γ'-Teilchengröße beträgt, die in dem Material, so wie es gegossen worden ist, angetroffen wird. Gleichzeitig ist das wärmebehandelte Einkristallmikrogefüge im wesentlichen frei von Zusammensetzungsinhomogenitäten und dieses gleichmäßige Mikrogefüge bewirkt in Verbindung mit der erhöhten y'-Solvustemperatur, daß der Gegenstand nach der Erfindung bei gleichen mechanischen Eigenschaften Temperatureigenschaf-

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ten aufweist, die mindestens um 17 ⁰C größer sind als die Temperatureigenschaften von vergleichbaren bekannten Einkristallgegenständen, die aus herkömmlichen Legierungen gebildet werden, welche Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthalten und einen herkömmlichen Kobaltgehalt haben. Die Legierungen haben gegenüber herkömmlichen Legierungen selbst dann Vorteile, wenn sie nicht wärmebehandelt sind, wobei aber die Wärmebehandlung vorgezogen wird.

Vorstehende und weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich deutlicher aus der folgenden ausführlichen Beschreibung von bevorzugten Ausführungsbeispielen.

In der folgenden Beschreibung sind sämtliche Proζentangaben Gewichtsprozentangaben, wenn nichts anderes angegeben ist.

Die Erfindung betrifft einen Gegenstand, der aus einer besonderen Legierung durch eine kritische Reihe von Verfahrensschritten hergestellt worden ist. Es können zwar andere Gegenstände gemäß der Erfindung hergestellt werden, die Erfindung ist jedoch von besonderem Nutzen bei der Herstellung von Flügelprofilen (Lauf- und Leitschaufeln), die in Gasturbinentriebwerken benutzt werden. Insbesondere macht die Festigkeit von gemäß der Erfindung hergestellten Gegenständen diese für die Verwendung als Laufschaufeln in Gasturbinentriebwerken besonders geeignet.

Ein Hauptmerkmal der bei der Erfindung benutzten Legierungen ist die beträchtliche Eliminierung der Korngrenzenverfestigungsmittel, wie Kohlenstoff, Bor und Zirkonium, und die Reduzierung des Kobaltgehaltes gegenüber herkömmlichen Superlegierungen. Die Legierungen nach der Erfindung sind für die Verwendung als Gasturbinenbauteile in Einkristallform vorgesehen. Die Elemente Kohlenstoff, Bor und Zirkonium werden zwar

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nicht absichtlich zugesetzt, sie werden jedoch unveränderlich als Verunreinigung vorhanden sein.

Um sicherzustellen, daß sich keine TCP-Phasen in der Legierung über einen großen Bereich von Zusammensetzungen und Betriebszuständen ausbilden, wird der Kobaltgehalt so gesteuert, daß er in einen Bereich von 3 bis ψ/ο fällt.

Ebenso werden hinsichtlich der Korngrenzenverfestiger Kohlenstoff, Bor und Zirkonium keine absichtlichen Zusätze gemacht. Wenn der maximale Nutzen aus der Erfindung gezogen werden soll, sollte kein einziges Element der Gruppe Kohlenstoff, Bor und Zirkonium in einer Menge von mehr als 50 ppm vorhanden sein und vorzugsweise sollte die Gesamtmenge an solchen Verunreinigungen kleiner als 100 ppm sein. Vorzugsweise ist Kohlenstoff in einer Menge von weniger als 30 ppm vorhanden, während die übrigen Elemente jeweils in Mengen von weniger als 20 ppm vorhanden sind. In jedem Fall muß der Kohlenstoffgehalt so begrenzt werden, daß er unterhalb derjenigen Kohlenstoffmenge bleibt, die Garbide des MG-Typs bildet. Es sei betont, daß kein absichtlicher Zusatz dieser Elemente vorgesehen ist und daß ihr Vorhandensein in der Legierung oder in dem Einkristallgegenstand nach der Erfindung unbeabsichtigt und unerwünscht ist.

Legierungen, die unter Benutzung der Lehre der Erfindung erzeugt werden können, enthalten:

1) von 8 bis 12% Chrom,

2) von 4,5 bis 5,5% Aluminium und von 1 bis 2% Titan,

3) von 3-5% Wolfram und von 10-14% Tantal,

4) von 3-7% Kobalt,

5) Rest hauptsächlich Nickel.

Innerhalb der vorstehenden Bereiche werden gewisse Verhält-

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nisse "bevorzugt. Die Summe des Gehaltes an VoIfram und Tantal beträgt vorzugsweise wenigstens 15,5%, um eine ausreichende Mischkristallverfestigung und eine verbesserte Kriechfestigkeit bei erhöhter Temperatur sicherzustellen. Für den Oxydationswiderstand wird ein Tantalgehalt von wenigstens 11% bevorzugt. Die Elemente Aluminium, Titan und Tantal sind an der Bildung der Y¹-Phase (Ni^Al, Ti, Ta) beteiligt und für eine maximale Verfestigung durch die V-Phase beträgt der Gesamtgehalt an Aluminium plus Titan plus Tantal vorzugsweise wenigstens 17,5%. Aluminium und Titan sind die Hauptelemente, die die Y¹-Phase bilden, und das Verhältnis von Aluminium zu Titan muß so kontrolliert werden, daß es größer als 2,5 und vorzugsweise größer als 3,0 ist, um einen ausreichenden Oxydationswiderstand sicherzustellen. Es sollten wenigstens 9% Chrom vorhanden sein, wenn der Gegenstand in Umgebungen benutzt werden soll, in welchen die Sulfidierung ein Problem ist. Der unbedeutende Zusatz an Kobalt unterstützt ebenfalls die Verbesserung des Sulfidierungswiderstandes.

Legierungen, die entsprechend der vorstehenden Begrenzungen hergestellt sind, werden einen Mickel-Chrom-Mischkristall aufweisen, der wenigstens 30 Vol.-% der geordneten Phase der Verbindung Ni^M aufweist, wobei M Aluminium, Titan, Tantal und Wolfram zu einem geringeren Grad ist.

Die Legierungen innerhalb der oben angegebenen Bereiche sind thermisch stabil und schädliche Mikrogefügeinstabilitäten, wie die Kobalt enthaltenden TCP-Phasen, werden nicht gebildet, selbst wenn sie lange erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind, beispielsweise 500 h bei entweder 871 ⁰C, 982 ⁰C oder 1093 ⁰C. Weiter haben die Legierungen gute Dauerfestigkeitseigenschaften, da die Ausbildung von schädlichen Carbidteilchen verhindert wird. Die hochschmelzenden Metalle, die sich normalerweise mit Kohlenstoff vereinigen oder bei der TCP-

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Phasenbildung ausgeschieden wurden, bleiben in fester Lösung und ergeben eine Legierung, die außergewöhnliche mechanische Eigenschaften hat.

Ein wichtiger Vorteil, der sich aus der Eliminierung von Bor, Kohlenstoff und Zirkonium ergibt, ist eine Erhöhung der Temperatur beginnenden Schmelzens. Typischerweise ist die Temperatur beginnenden Schmelzens der Legierungen nach der Erfindung, d.h. diejenige Temperatur, bei welcher die Legierung zuerst örtlich zu schmelzen beginnt, um wenigstens 28 ⁰G höher als die Temperatur beginnenden Schmelzens einer ähnlichen (bekannten) Legierung, die normale Mengen an Kohlenstoff, Bor und Zirkonium enthält. Die Temperatur beginnenden Schmelzens der Legierung nach der Erfindung liegt typischerweise über 1260 ⁰C, während herkömmliche hochfeste Legierungen mit einem hohen Volumenanteil an V-V -Phase Temperaturen beginnenden Schmelzens unterhalb von 1260 ⁰G haben. Diese höhere Temperatur gestattet, Lösungswärmebehandlung bei Temperaturen auszuführen, bei welchen ein vollständiges Lösen der Y¹-Ausscheidungsphase möglich ist, während gleichzeitig ein beträchtliches Ausmaß an Homogenisierung innerhalb vernünftiger Zeiten möglich ist.

Die Legierungen nach der Erfindung bilden keine Garbide, die sich zur Korngrenzenverfestigung in polykristallinen Nickelbasissuperlegierungen als notwendig erwiesen haben. Aus diesem Grund müssen die Legierungen nach der Erfindung als Einkristallgegenstände benutzt werden. Das Ausbilden der Legierung in Form eines Einkristalls ist ein kritischer Aspekt der Erfindung, das Verfahren der Einkristallbildung ist aber unwichtig. Typische Gegenstände und Erstarrungsverfahren sind in der US-PS 3 4-94- 709 beschrieben.

Der letzte Aspekt der Erfindung betrifft die spezifische

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Wärmebehandlung, die dem Einkristallgegenstand gegeben wird. Der Einkristallgegenstand wird, so wie er gegossen worden ist, die v¹-Phase in dispergierter Form mit einer typischen Teilchengröße in der Größenordnung von 1,5 um enthalten. Die Y' -SoI-vustemperatur der Legierung fällt typischerweise in einen Bereich von 1288-1316 ⁰C und die Temperatur beginnenden Schmelzens wird oberhalb von etwa 1293 ⁰C liegen. Daher bringt die Wärmebehandlung in dem Bereich von 1288-1316 ⁰C (aber unterhalb der Temperatur beginnenden Schmelzens) die Y¹-Ausscheidungsphase in Lösung, ohne daß es zu einem örtlich begrenzten schädlichen Schmelzen kommt. Zeiten in der Größenordnung von 0,5 bis 8 h sind normalerweise ausreichend, es kann aber auch mit längeren Zeiten gearbeitet werden* Solche Wärmebehandlungstemperaturen sind um 55 ⁰C höher als diejenigen, die bei polykristallinen Gegenständen von herkömmlichen Legierungen angewandt werden. Diese erhöhte Temperatur gestattet ein beträchtliches Ausmaß an Homogenisierung während der Lösungsschritte.

An die Lösungsbehandlung kann sich eine Alterungs- oder Aushärtungsbehandlung bei 871-1093 ⁰C anschließen, um die y¹-Phase wieder in verfeinerter Form auszuscheiden. Typische V-Teilchengrößen nach der Wiederausscheidung sind kleiner als etwa 0,5 um.

Die vorstehende Beschreibung der bevorzugten Ausführungsform wird anhand der folgenden Beispiele noch deutlicher gemacht:

Beispiel 1

Es wurden Legierungen hergestellt, die die in Tabelle I angegebenen Zusammensetzungen hatten.

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TABELLE I

Cr W Ta Al Ti Co Hf C B JYb Mo Zr

Legierung Legierung

Legierung PWA 1422 9 12,0 - 5 2,0 10 2,0 0,11 0,015 1,0 - 0,10

Legierung PWA 1455 8 - 4,3 6 1,0 10 1,15 0,11 0,015 - 6 0,07

9	12 - ■	4·. 3	Nickel)	5	2	,0	—
10	4 12	5 .	1	,5	5
9	12,0	5	2	,0	10
8	6	1	,0	10
(Rest

Ul

VJl

CO

cn

- ΊΟ -

Die Legierung 444 hat folgende Zusammensetzung: Kohlenstoff maximal 50 ppm, VoIfram 11,5-12,5, Titan 1,75-2,25, Niob 0,75-1,25, Zirkonium maximal 20 ppm, Kobalt maximal 0,1, Chrom 8,0-10,0, Aluminium 4,75-5,25, Bor maximal 20 ppm, Rest Nickel. Die Legierung 454 ist die Legierung nach der Erfindung. Diese beiden Legierungen wurden in Einkristallform zum Erstarren gebracht. Die Legierung PWA 1422 ist eine kommerzielle Legierung, die als Schaufelmaterial in Gasturbinentriebwerken umfangreich benutzt wird. Sie ist für ihre mechanischen Eigenschaften bei hoher Temperatur bekannt. Die Legierung PWA 1422 wurde in gerichtet erstarrter Form mit langgestreckten stengeiförmigen Körnern hergestellt. Die Legierung 1455 ist eine kommerzielle Legierung, die als Gasturbinenschaufelmaterial benutzt worden ist. Sie ist für ihren Oxydationswiderstand bei hoher Temperatur bekannt. Diese Legierung wurde durch herkömmliche Gießverfahren mit gleichachsigen, nichtausgerichteten Körnern hergestellt. Die experimentellen Legierungen wurden gemäß der Erfindung wärmebehandelt, wobei die angewandte Behandlung eine vier Stunden dauernde Lösungswärmebehandlung bei 1288 ⁰C mit anschließenden Aushärtungsbehandlungen vier Stunden lang bei 1080 ⁰C und zweiunddreißig Stunden lang bei 871 ⁰G war.Die Legierung PWA 1422 wurde bei 1204 ⁰G zwei Stunden lang behandelt, woran sich Aushärtungsbehandlungen bei 1080 ⁰C vier Stunden lang und bei 871 °C zweiunddreißig Stunden lang anschlossen. Die Legierung PWA 1455 wurde so, wie sie gegossen wurde, getestet. Diese herkömmlichen Legierungen wurden beide in dem Zustand getestet, in welchem sie üblicherweise benutzt werden.

Beispiel 2

Einige der Legierungsproben aus dem Beispiel 1 wurden getestet, um ihre Zeitstandfestigkeitseigenschaften zu ermitteln.

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Die Testbedingungen und Testergebnisse sind in Tabelle II angegeben.

	II	1422	Test bedingungen	τ 1%	bar	Seit bis Kri e chdehnung	Legierungen
	Zeitstandfestigkeitseigenschaften der		927°C/3447,4		46,2	Lebensdauer bis zum Bruch
	Legierung		Il		28,5	165,6
	454	1422	ti	bar	17	82,6
TABELLE	444		982°G/1999,5		143,9	76
PWA		Il		110,0	350
454	1422	Il	bar	60	310
444	1093°C/827,4		409,9	160
PWA	ii-		303,9	776,4
454	it	31	345,7
444		61
PWA

Aus der Tabelle II geht hervor, daß unter den angewandten Testbedingungen die erfindungsgemäße Legierung 454 der Legierung 444 und der kommerziellen Legierung PWA 1422 überlegen war. Der Verhältnisgrad der Überlegenheit der erfindungsgemäßen Legierung hinsichtlich der Kriechdehnung gegenüber der Legierung 444 nimmt mit zunehmender Temperatur etwas ab. Die Überlegenheit der erfindungsgemäßen Legierung hinsichtlich der Eriechdehnung gegenüber der kommerziellen Legierung 1422 nimmt jedoch mit zunehmender Testtemperatur beträchtlich zu.

Die Überlegenheit der erfindungsgemäßen Legierung hinsichtlich der Lebensdauer bis zum Bruch gegenüber der Legierung 1422

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- ιε -

nimmt mit zunehmender Temperatur zu. Die erfindungsgemäße Legierung zeigt überlegene Eigenschaften unter allen getesteten Zuständen. Da der Trend in Gasturbinentriebwerken zu einem höheren Wirkungsgrad durch höhere Temperatur geht, sind die verbesserten Eigenschaften, die die Legierung nach der Erfindung bei erhöhter Temperatur hat, beträchtlich.

Beispiel 3

Proben der im Beispiel 1 angegebenen Materialien wurden auf ihren Widerstand gegen Sulfidierung und Oxydation bei erhöhten Temperaturen getestet. Der Sulfidierungstest beinhaltete das Aufbringen von NapSO^ mit einer Geschwindigkeit von 1 mg/cm alle zwanzig Stunden. Das Ausfallkriterium war

ρ
ein Gewichtsverlust von 250 mg/cm . Die Oxydationstests wurden an den ungeschützten Legierungen bei 1149 ⁰C unter zyklischen Bedingungen und an den geschützten Legierungen mit einem Überzug des NiCoCrAlX-Typs unter zyklischen Bedingungen bei 1177 ⁰C ausgeführt. NiGoCrAlY ist ein kommerzielles Überzugmaterial mit einer Nennzusammensetzung von 18% Cr, 23% Co, 12,5% Al, 0,3% Y, Rest Nickel. Die Tests an überzogenen Proben wurden normiert, um die Auswirkung von unterschiedlichen Überzugsdicken zu minimieren. Dieser Überzug ist in der US-PS 3 928 beschrieben.

Die Testergebnisse sind in der folgenden Tabelle III angegeben.

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TABELLE III Sulfidierungs- und Oxydationsdaten

Legierung	899 0O Of en- sulfidierung (Stunden Ms zum Ausfall)
	513
444	178
PWA 1455	42
PWA 1422	178

*gemessen nach 143 Stunden Oxydationswiderstand
bei 1149 ⁰G ohne
Überzug (um Angriff
in 200 Stunden)

177,8 N.A. 203,2 609,6*

Widerstand gegen zyklische Oxydation bei 1177⁰G mit Brennergestell- und NiCoCrAlY-Überzug (Stunden bis zum Ausfall pro 25,4 um Überzug.)

160

90,0 102,5

Der Sulfidierungswiderstand der Legierung nach der Erfindung ist dem der anderen getesteten Legierungen deutlich überlegen. Ebenso zeigt die Auswertung der zyklischen Oxydation von nichtüberzogenen Proben, daß die erfindungsgemäße Legierungsogar die Legierung 14-55 übertrifft, bei welcher es sich um eine Legierung handelt, die für ihren inhärenten Oxydationswiderstand bekannt ist. Selbst wenn ein schützender Überzug benutzt wird, zeigt die erfindungsgemäße Legierung einen überlegenen Widerstand gegen zyklische Oxydation bei erhöhter Temperatur.

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Claims (9)

Patentansprüche :

1. Wärmebehandelter Nickelbasissuperlegierungsgegenstand, der zur Benutzung bei hohen Temperaturen geeignet ist, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

a) von etwa 8 bis etwa 12% Chrom,

b) von etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium,

c) von etwa 1 bis etwa 2% Titan,

d) von etwa 3 his etwa 5% Wolfram,

e) von etwa 10 bis etwa 14% Tantal,

f) von etwa 3 bis etwa 7% Kobalt,

g) Rest hauptsächlich Nickel,

wobei der Gegenstand frei von inneren Korngrenzen ist und eine durchschnittliche Y-Teilchengröße von weniger als etwa 0,5 pn hat.

2. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Summe des Gehaltes an Wolfram und Tantal wenigstens etwa

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ORIGINAL INSPECTED

15,5% beträgt.

3. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Tantalgehalt wenigstens etwa 11% beträgt.

4. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß

die Summe des Gehaltes an Aluminium, Titan und Tantal wenigstens 17,5% beträgt.

5. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis von Aluminium zu Titan größer als etwa 2,5 ist.

6. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis von Aluminium zu Titan größer als etwa 3,0 ist.

7- Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Chromgehalt etwa 9% übersteigt.

8. Zwischeneinkristallgegenstand, der zur Herstellung von Gegenständen verwendbar ist, die bei hohen Temperaturen benutzbar sind, dadurch gekennzeichnet, daß der Zwischengegenstand folgende Zusammensetzung hat:

a) von etwa 8 bis etwa 12% Chrom,

b) von etwa 4,5 bis etwa 5,5% Aluminium,

c) von etwa 1 bis etwa 2% Titan,

d) von etwa 3 bis etwa 5% Wolfram,

e) von etwa 10 bis etwa 14% Tantal,

f) von etwa 3 bis etwa 7% Kobalt,

g) Eest hauptsächlich Nickel,

wobei der Gegenstand frei von inneren Korngrenzen ist und ein Gußmikrogefüge hat.

9. Verfahren zum Herstellen des Nickelbasissuperlegierungsgegenstands nach einem der Ansprüche 1 bis 7, gekennzeichnet

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durch folgende Schritte:

a) Herstellen einer Legierung folgender Zusammensetzung: von etwa 8 "bis etwa 12% Chrom,

von etwa 4,5 Ms etwa 5,5% Aluminium, von etwa 1 bis etwa 2% Titan, von etwa 3 bis etwa 5% Wolfram, von etwa 10 bis etwa 14% Tantal, von etwa 3 bis etwa 7% Kobalt, Best hauptsächlich Nickel,

b) Bilden eines Einkristallgegenstands aus der Legierung, und

c) Lösungswärmebehandlung des Gegenstands bei einer Temperatur von etwa 1288 bis etwa 1316 ⁰C.

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