DE3023576A1

DE3023576A1 - Waermebehandelter einkristallsuperlegierungsgegenstand und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number: DE3023576A1
Application number: DE3023576A
Authority: DE
Inventors: David Noel Duhl; Frederick Albert Schweizer
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1979-07-02
Filing date: 1980-06-24
Publication date: 1981-01-22
Also published as: GB2056488A; JPS569349A; JPH026820B2; FR2461016B1; GB2056488B; BE884053A; DE3023576C2; US4222794A; FR2461016A1

Description

Wärmebehandelter Einkristallsuperlegierungsgegenstand und Verfahren zu seiner Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf Nickelbasissuperlegierungen und -superlegierungsgegenstände zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen. Die Erfindung bezieht sich außerdem auf metallische Einkristallgegenstände. Weiter betrifft die Erfindung die Wärmebehandlung von Einkristallsuperlegierungsgegenständen.

Alle in der Beschreibung und in den Ansprüchen angegebenen Prozentsätze sind Gewichtsprozentsätze, sofern nichts anderes angegeben ist.

Das Gebiet der Nickelbasissuperlegierungen wird seit vielen Jahren umfangreich untersucht und als Ergebnis sind viele Patentschriften erschienen, von denen beispielshalber die

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US-PSen 2 621 122, 2 781 264, 2 912 323, 2 994 605,

3 046 108, 3 166 412, 3 188 204, 3 287 110, 3 304 176 und

3 322 534 genannt seien.

Die herkömmlichen Nickelbasissuperlegierungen, die zum Herstellen von Gasturbinenteilen benutzt werden, sind in den letzten 30 Jahren entwickelt worden. Diese Legierungen enthalten typischerweise Chrom bis zu Gehalten von etwa 10% hauptsächlich für die Oxidationsbeständigkeit, Aluminium und Titan in kombinierten Gehalten von etwa 5% für die Bildung der verfestigenden V-Phase sowie hochschmelzende Metalle, wie Wolfram, Molybdän, Tantal und Niob in Gehalten von etwa 5% als Mischkristallverfestiger. Praktisch sämtliche Nickelbasissuperlegierungen enthalten ausserdem Kobalt in Gehalten von etwa 10% und Kohlenstoff in Gehalten von etwa 0,1%, der als Korngrenzenverfestiger dient und Carbide bildet, die die Legierung festigen. Bor und Zirkonium werden ebenfalls häufig in kleinen Mengen als Korngrenzenverfestiger zugesetzt.

Meistens werden Gasturbinenschaufeln, insbesondere Laufschaufeln, durch Gießen hergestellt, und der meistens angewandte Gießprozeß ergibt Teile, die gleichachsige, nichtausgerichtete Körner haben. Es ist bekannt, daß die Hochtemperatureigenschaften von Metallen gewöhnlich ziemlich von den Korngrenzeneigenschaften abhängig sind, weshalb Anstrengungen unternommen worden sind, um diese Grenzen zu verfestigen (beispielsweise durch die oben angegebenen Zusätze, oder die Korngrenzen quer zu der Hauptspannungsachse des Teils zu verringern oder zu eliminieren. Ein Verfahren zum Eliminieren dieser Quergrenzen ist die gerichtete Erstarrung, die aus der US-PS 3 260 505 bekannt ist. Die Wirkung der gerichteten Erstarrung besteht darin, ein ausgerichtetes Mikrogefüge von stengeiförmigen Körnern zu schaffen, deren Hauptachse zu der Spannungsachse des Teils parallel ist und das minimale oder keine Korngrenzen rechtwinkelig zu der Spannungsachse des Teils hat. Eine

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weitere Ausdehnung dieses Konzepts ist die Verwendung von
Einkristallteilen in Gasturbinenschaufeln. Dieses Konzept
ist in der US-PS 3 494 709 beschrieben. Der offensichtliche Vorteil der Einkristallschaufel ist das völlige Fehlen von Korngrenzen. In Einkristallen sind deshalb Korngrenzen als potentielle Schwächungsstellen eliminiert und damit sind
die mechanischen Eigenschaften des Einkristalls völlig von den dem Material eigenen mechanischen Eigenschaften abhängig .

Bei den bekannten Legierungsentwicklungen sind viele Anstrengungen auf die Lösung von Problemen gerichtet worden, die sich aus Korngrenzen ergeben, indem Elemente, wie
Kohlenstoff, Bor und Zirkonium zugesetzt werden.

Ein weiteres Problem, das bei bekannten Legierungsentwicklungen zu vermeiden gesucht worden ist, ist die Ausbildung von schädlichen Phasen nach langer Einwirkung von erhöhten Temperaturen (d.h. von Legierungsinstabilität).

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

In Einkristallgegenständen, die frei von Kohlenstoff sind, gibt es zwei wichtige Verfestigungsmechanismen. Der wichtigste Verfestigungsmechanismus ist die intermetallische
Υ-Phase Ni₁₁(Al, Ti). In modernen Nickelbasissuperlegierungen kann die V -Phase in Mengen 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 konstant ten * -Volumenbruchteil können beträchtliche Änderungen in der Verfestigungswirkung dieses Y-Volumenbruchteils erzielt werden, indem die Größe und die Morphologie der
y -Ausscheidungsteilchen verändert wird. Die Y -Phase ist

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dadurch gekennzeichnet, daß sie eine Solvustemperatur hat (wobei Solvus die Löslichkeitskurve für den festen Zustand im Zustandsschaubild ist), oberhalb der sich die Phase in die Matrix hinein auflöst. In vielen gegossenen Legierungen liegt jedoch die Y -Solvustemperatur tatsächlich oberhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens, so daß es nicht möglich ist, die /-Phase effektiv aufzulösen. Das Auflösen der X-Phase ist der einzige praktische Weg, auf dem die Morphologie der /-Phase modifiziert werden kann, weshalb für viele technische Nickelbasissuperlegierungen die /-Morphologie auf diejenige Morphologie beschränkt ist, die sich aus dem ursprünglichen Gießprozeß ergeben hat. Der andere Verfestigungsmechanismus, die Mischkristallverfestigung, ist am wirksamsten, wenn die Mischkristallverfestigungselemente in der gesamten Nickelmischkristallmatrix gleichmäßig verteilt sind. Diese Verfestigung wird wiederum in ihrer Effektivität durch die Art des Gießprozesses reduziert. Praktische Nickelbasissuperlegierungen erstarren in einem großen Temperaturbereich. Der Erstarrungsprozeß beinhaltet die Bildung von Dendriten mit hohem Schmelzpunkt, an die sich das Erstarren des interdendritischen Fluids, das eine niedrigere Schmelztemperatur hat, anschließt. Dieser Erstarrungsprozeß führt zu beträchtlichen Zusammensetzungsinhomogenitäten in dem gesamten Mikrogefüge. Es ist theoretisch zwar möglich, ein solches Mikrogefüge diffusionszuglühen, indem es bei erhöhten Temperaturen erhitzt wird, um das Auftreten der Diffusion zu gestatten, in praktischen Nickelbasissuperlegierungen ist jedoch die maximale Diffusionsglühtemperatur, die durch die Temperatur des beginnenden Schmelzens begrenzt wird, zu niedrig, um ein nennenswertes Diffusionsglühen in praktischen Zeitabschnitten zu gestatten.

Schließlich beschreibt die US-PS 3 887 363 eine Nickelsuperlegierungszusammensetzung, die für die gerichtete Erstarrung geeignet und durch das Fehlen von Kohlenstoff und das Vorhandensein von Rhenium und Vanadium gekennzeichnet ist.

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Die US-PS 4 116 723 bezieht sich auf die Wärmebehandlung von Einkristallgegenständen, die eine derartige Zusammensetzung haben» daß es einen nutzbaren Wärmebehandlungsbereich zwischen der V-Solvustemperatur und der Temperatur des beginnenden Schmelzens gibt, wobei diese Lösungswärmebehandlungstemperatur hoch genug ist, um ein im wesentlichen vollständiges Diffusionsglühen innerhalb kommerziell vertretbarer Zeiten zu gestatten. Im Anschluß an eine solche Diffusionsglühbehandlung werden die Legierungen abgekühlt und dann für einen kontrollierten Ausscheidungsschritt auf eine Zwischentemperatur erhitzt. Der breite Zusammensetzungsbereich, der in der US-PS 4 116 723 angegeben ist, umfaßt zum Teil die Zusammensetzungsbereiche der Erfindung, obgleich die erfindungsgemäße Zusammensetzung Eigenschaften erzeugt, die gegenüber sämtlichen in der US-PS 4 116 723 angegebenen Eigenschaften wesentlich verbessert sind.

Die Erfindung bezieht sich auf Superlegierungsgegenstände, die für die Verwendung bei erhöhten Temperaturen und insbesondere für die Verwendung als ein Teil in einem Gasturbinentriebwerk geeignet sind. Die Zusammensetzung des Gegenstands ist auf einen ziemlich schmalen Bereich beschränkt, der folgende Anteile umfaßt: 4,5 bis 6% Cr, 5,0 bis 5,8% Al, 0,8 bis 1,5% Ti, 1,8 bis 2,3% Mo, 4 bis 6% W, 5,5 bis 8% Ta, 1 bis 5% Re, 0,2 bis 0,6% V, 0 bis 7% Co, Rest Nickel.

Die erfindungsgemäße Zusammensetzung enthält Rhenium und wahlweise Kobalt. Bei beiden handelt es sich um Elemente, die gleichzeitig die Temperatur des beginnenden Schmelzens erhöhen und die Y-Solvustemperatur senken und so die Diffusionsglühbehandlung möglich machen. Das Vorhandensein von Vanadium hat sich für die Erzielung optimaler Eigenschaften ebenfalls als wesentlich herausgestellt.

Das erfindungsgemäß zusammengesetzte Material wird in Einkristallform durch bekannte Gießverfahren hergestellt und dann durch Diffusionsglühen bei einer erhöhten Temperatur wärmebehandelt, woran sich eine Alterungsbehandlung bei einer

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^ Π 9 ^ R 7 R

niedrigeren Temperatur anschließt. jUZOO /O

Einkristallgegenstände der vorgenannten Zusammensetzung haben, wenn sie in der in der vorliegenden Anmeldung beschriebenen Weise bearbeitet werden, eine außergewöhnliche Kombination von Eigenschaften. Die Kombination dieser Eigenschaften einschließlich der mechanischen Festigkeit bei erhöhten Temperaturen und der Beständigkeit gegen Oxidation und Warmkorrosion bei erhöhten Temperaturen ist durch keine andere bekannte Zusammensetzung erzielt worden.

Mehrere Äusführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung näher beschrieben, deren einzige Figur die Spannung für einen Bruch in 300 h in Abhängigkeit von der Temperatur für die erfindungsgemäße Legierung und für zwei andere Legierungen zeigt.

Die Erfindung bezieht sich auf einen spezifischen Gegenstand, der eine außergewöhnliche Kombination von Eigenschaften hat, die bei bekannten Gegenständen nicht gleichzeitig erzielbar waren.

Der Gegenstand nach der Erfindung hat eine beschränkte Zusammensetzung aus 4,5 bis 6% Cr, 5,0 bis 5,8% Al, 0,8 bis 1,5% Ti, 1,7 bis 2,3% Mo, 4 bis 6% W, 5,5 bis 8% Ta, 1 bis 5% Re, 0,2 bis 0,6% V, 0 bis 7% Co, Rest Nickel. Die Korngrenzenverfestigungselemente B und Zr sowie Kohlenstoff sind ausdrücklich ausgeschlossen und sind, wenn überhaupt, nur als Verunreinigungen vorhanden.

Diese Zusammensetzung gleicht in mancher Hinsicht der in der US-PS 4 116 723 gezeigten, mit folgenden wesentlichen Unterschieden: Rhenium ist in kleinen, aber xtfichtigen Mengen vorhanden, und Vanadium ist vorhanden, ein Element, das in der genannten US-Patentschrift nicht vorgeschlagen ist. Kobalt ist ebenfalls wahlweise vorhanden, während es in der genannten Patentschrift ebenfalls speziell ausgeschlossen ist. Selbst unter Außerachtlassung dieser Änderungen ist der Zusammensetzungsbereich viel schmaler und viel spezifischer als der in der

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BAD ORtQiMAL

US-PS 4 116 723 angegebene. Diese enge und spezifische Zusammensetzung ergibt eine unübertroffene Kombination von Eigenschaften.

Diese Legierungszusammensetzung ist nur in Einkristallform von praktischem Nutzen. Das Ausbilden der Legierung in Form eines Einkristalls, ist ein kritischer Aspekt der Erfindung, das genaue Verfahren und die Einzelheiten der Einkristallbildung sind aber nicht wichtig. Typische Gegenstandserstarrungsverfahren sind in der US-PS 3 494 709 beschrieben.

Ein wichtiger Punkt bei der Erfindung besteht darin, daß relativ geringfügige, subtile Zusammensetzungsänderungen merkliche Auswirkungen auf die Eigenschaften haben. Diese Auswirkungen werden anhand von Tabelle I gezeigt, die mehrere in enger Beziehung stehende Legierungszusammensetzungen zeigt, und anhand der Tabellen II und III, welche die Kriecheigenschaften sowie die Oxidation und die Sulfidation dieser Legierungen zeigen.

	5	Cr	Ti	TABELLE I	W	Re	¹^a	Al	V	4	Ni
Legierung	5	/0	1,1	Mo	5,0	3,0	6,5	5,5	0,		Rest
2O3E	5	,0	2,25	2,0	5,0	3,0	6,5	4,75	—		Rest
2O1E	5	,0	1/5	2,0	5,0	3,0	6,5	5,5	—	8	Rest
2O2E	5	,0	0,7	2,0	5,0	3,0	6,5	5,5	0,	4	Rest
2O4E		,0	1,1	2,0	8,0	—	6,5	5,5	o,		Rest
2O5E		2,0

In den in Tabelle I aufgeführten Zusammensetzungen sind die Elemente Al, Ti, Ta und V die sogenannten V-Bildner. Diese Elemente werden sich fast vollständig in der ¥" -Verfestigungsphase finden, und die Menge dieser Elemente wird eine kontrollierte Auswirkung auf die Quantität der vorhandenen V -Verfestigungsphase haben. Die Elemente Mo,. W und Re verfestigen die Matrix-V-Phase durch einen Mischkristallmechanismus.

Tabelle I zeigt, daß die Cr-Werte, die Mo-Werte und Ta-Werte für alle Legierungen konstant sind. Weiter sind die Re-Werte konstant, ausgenommen für die Legierung 205, und die Al-Werte sind konstant, ausgenommen für die Legierung 201.

Die Legierung 203 ist die Legierung nach der Erfindung. Die Legierung 201 unterscheidet sich von der Legierung 203 dadurch, daß sie einen geringeren Aluminiumgehalt und kein Vanadium aufweist. Der Titangehalt der Legierung 201 wurde erhöht, so daß sich eine im wesentlichen konstante Menge der V"-Bildungselemente gegenüber der Legierung 203 ergab. Im folgenden wird deutlich werden, daß die Legierung 201 infolge des geringeren Aluminiumgehalts eine wesentlich geringere Oxidationsfestigkeit hat.

Die Legierungen 202 und 204 zeigen in Verbindung mit der Legierung 203 die Wirkung von Vanadium. Die Legierung 202 hat kein Vanadium, und der Titanwert wurde erhöht, so daß sich eine konstante Menge an V-Bildungselementen ergab. Die Legierung 203 enthielt 0,4% Vanadium. Die Legierung 204 enthielt 0,8% Vanadium und die Titanwerte wurden gesenkt, so daß die Menge der V -BiIdungselemente konstant war. Es zeigt sich, daß 0,0% V und 0,8% V beide zu niedrigeren Zeitstandfestigkeiten als 0,4% V der Legierung 203 führen.

Die Legierung 205 veranschaulicht den Einfluß von Rhenium auf die Zeitstandfestigkeit. In der Legierung 205 wurde das Rhenium weggelassen, während der Wolframgehalt so erhöht wurde, daß eine konstante Menge der V-Phase-Mischkristallverfestiger aufrechterhalten wurde. Es ist anschließend zu erkennen, daß diese Substitution eine nachteilige Auswirkung auf die Zeitstandfestigksit hat. Die Auswirkung dieser relativ geringfügigen Zusammensetzungsänderungen auf die mechanischen Eigenschaften ergibt sich aus Tabelle II.

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TABELLE II Zeitdehnwerte

Legie	. Testbe	1% Kriechen (h)	Lebensdauer
rung	dingungen	91	bis zum Bruch (h)
2O3E	982 °C-2482 bar	71	264
2O1E	II	77	182
2O2E	)l	69	180
2O4E	II	20	172
2O5E	Il	89

Die Tabelle II zeigt die Zeitdehnwerte, d.h. die Zeit bis 1% Kriechen und die Lebensdauer bis zum Bruch, bei 982 C und einer ausgeübten Belastung von 2482 bar (36 ksi)» Eine Betrachtung der Tabelle II zeigt, daß die Lebensdauer bis zum Bruch bei der Legierung 203 wesentlich größer als bei jeder anderen der in Tabelle I gezeigten Legierungen ist. Die Legierungen nach der Erfindung, die gemäß der Erfindung bearbeitet worden sind, werden Zeiten bis 1% Kriechen haben, die über 85 h liegen, wenn sie bei 982 °C/2482 bar getestet werden. Bei der Legierung 203 ist die Zeit bis 1% Kriechen ebenfalls beträchtlich größer als die Zeit bis 1% Kriechen der anderen getesteten Legierungen. Änderungen treten bei Standversuchen zwar immer auf, die beträchtliche Überlegenheit der Legierung 203 gegenüber den anderen Legierungen ist jedoch sehr beträchtlich.

Diese Tabelle zeigt, daß relativ geringfügige Zusammensetzungsänderungen beträchtliche Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen haben. Diese Ergebnisse stützen die Kritikalität der spezifischen Zusammensetzungsbereiche, die hier beansprucht werden.

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BAD ORIGINAL

TABELLE III
Sulfidation- und Oxidationsbeständigkeit

899 °C isothermische SuIfi- 1121 ⁰C Oxidationsbestän- 1177 ⁰C Oxidationsbe-

digkeit bei Wechselbean- ständigkeit bei Wechspruchung und ohne Überzug ,selbeanspruchung und (Mikrometer Angriff nach 200 h) bei NiCoCrAlY-überzug (h/25/4 ,um Überzug)

355.6 233
673,1 80,2
304,8 80,2 » 431,8 203 ^"

393.7 218

	Legie	dationsbestandigkeit
	rung	(h/,um Angriff - 400 h)
O	2O3E
O O	201E	570,7
cn	2O2E	631,0
'S, O	2O4E	608,3
	2O5E	510,5
Oi cn	508,0

Tabelle III zeigt die Eigenschaften der Legierungen von Tabelle I unter Testbedingungen, die eine Sulfidation (Warmkorrosion) und eine Oxidation ergeben. Die Oxidationsbeständigkeit ist sowohl für die blanke Legierung als auch für die mit einem bekannten Überzug versehene Legierung gezeigt.

Die SuIfidationsbeständigkeit der Legierung 203 ist der der anderen Legierungen innerhalb der normalerweise auftretenden Streuung bei dieser Art von Tests im wesentlichen gleichwertig. Die Oxidationsbeständigkeit der mit keinem Überzug versehenen Legierung 203 ist besser als die der anderen getesteten Legierungen, mit Ausnahme der Legierung 202.

In modernen Gasturbinentriebwerken wird Superlegierungsgegenständen unverändert ein Schutzüberzug gegeben. Einer der nützlichsten dieser Schutzüberzüge ist ein NiCoCrAlY-überzug mit folgender Nennzusammensetzung: 18% Cr, 23% Co, 12,5% Al, 0,3% Y, Rest hauptsächlich Nickel. Dieser überzug ist in der US-PS 3 928 026 beschrieben. Der Überzug wird routinemäßig durch ein Aufdampfverfahren aufgebracht. Die in Tabelle III angegebene Zahl ist die Anzahl der Stunden, die die Oxidation erfordert, um den Überzug zu durchdringen, dividiert durch die Überzugsdicke. Dieser Test ergibt eine nützliche Angabe über das wahrscheinliche Verhalten der Legierung mit dem Schutzüberzug. In diesem Test ist die Legierung 203 wenigstens ebensogut wie jede andere Legierung und wesentlich besser als die Legierungen 201 und 202.

Es ist somit zu erkennen, daß die Legierung 203 eine Gesamtkombination von Eigenschaften hat, die den Eigenschaften der anderen, gleichartigen Legierungen in Tabelle I überlegen ist. Die Legierung 203 zeigt die besten Zeitdehnwerte · Bezüglich der SuIfidations- und der Oxidationsbeständigkeit kann die Legierung 203 mit den anderen getesteten Legierungen konkurrieren und zeigt eine merkliche Überlegenheit in der Oxidationsbeständigkeit mit Überzug gegenüber einigen der anderen Legierungen. Die in den Tabellen I, II und III angegebene Information zeigt, wie klei-

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ne Zusaimnensetzungsänderungen deutliche Auswirkungen auf die Legxerungsleistungsfähigkeit haben.

Tabelle IV zeigt einen Vergleich der Zeitdehnwerte der Legierung 203 mit zwei weiteren Legierungen.

TABELLE IV Vergleich von Zeitdehnwerten

Legie	Testbe	Zeit bis 1%	Lebensdauer
rung	dingungen	Kriechen (h)	bis zum Bruch (h)
2O3E	982 °C/2482 bar	91	264
454	Il	38	100
1422	Il	11	45
2O3E	871 °C/4826,5	170	389
454	Il	46,5	161
1422	Il	10,5	55

Die Legierung 454 ist in der deutschen Patentanmeldung P 29 49 158.5 der Anmelderin beschrieben. Die Legierung 454 ist eine Einkristalllegierung und die gezeigten Eigenschaften gelten für Einkristallproben. Die Nennzusammensetzung der Legierung 454 ist 10% Cr, 5% Co, 12% Ta, 4% W, 5% Al, 1,5% Ti, Rest Nickel.

Die Legierung 1422 ist eine kommerziell benutzte Nickelbasissuperlegierung mit folgender Nennzusammensetzung: 9% Cr, 10% Co, 12% W, 1% Nb, 2% Ti, 5% Al, 2% Hf, 0,15% C, 0,015% B, Rest Nickel. Diese Legierung wird in Stengelgefügeform benutzt, wie es in der US-PS 3 494 709 beschrieben ist, und die in den Tabellen gezeigten Eigenschaften gelten für Proben dieses Typs. Die Legierung 1422 ist somit eine bekannte Legierung mit Stengelgefüge, während die Legierung 454 eine moderne Einkristallegierung ist.

Die Tabelle IV zeigt, daß unter Testbedingungen von 982 C und 2482 bar (1800 °F/36 ksi) ausgeübter Belastung die Le-

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gierung 203 mehr als das Doppelte der Leistungsfähigkeit der Legierung 454 zeigt und mehr als das 8-fache der Lebensdauer der Legierung 1422, ausgedrückt in Zeit bis 1% Kriechen.

Hinsichtlich der Lebensdauer bis zum Bruch hat die Legierung mehr als das Doppelte der Lebensdauer der Legierung 454 und mehr als das 5-fache der Lebensdauer der Legierung 1422. Bei Testbedingungen mit einer niedrigeren Temperatur von 971 C und einer ausgeübten Belastung von 4826,5 bar (1600 °F/7O ksi) werden ähnliche Ergebnisse beobachtet, wobei die Überlegenheit der Legierung 203 insgesamt größer ist als die Überlegenheit, die unter den Testbedingungen mit der höheren Tem peratur beobachtet worden ist.

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TABELLE V
SuIfidations- und Oxidationsdatenvergleich

Legie- 899 ⁰C Ofensulfidation 1121 °C Oxidationsbeständigkeit
rung (Mikrometer Angriff nach ohne Überzug (Mikrometer Angriff
h) nach 308 h)

°C Oxidationsbeständigkeit mit NiCoCrAlY-Überzug
(h/25,4 ,um Überzug)

2O3E

454

1422

571,5 444,5 662,9

233 160 50,5

Tabelle V zeigt einen Vergleich dieser drei Legierungen unter Testbedingungen, die Sulfidation (Warmkorrosion) und Oxidation erzeugen. Es ist zu erkennen, daß hinsichtlich der Sulfidationsbestandigkeit die Legierung 203 der Legierung 454 etwas unterlegen ist, obwohl die Differenz zwischen den Legierungen angesichts der Gesamtvariabilität dieses Typs von Test nicht wesentlich ist. Es ist zu beobachten, daß die Legierung 203 etwas besser als die Legierung 1422 ist. Ähnliche Ergebnisse werden bezüglich der Oxidationsbeständigkeit ohne Überzug beobachtet, obgleich die Legierung 203 der Legierung 1422 wesentlich überlegen ist.

Bei dem Oxidationstest mit Überzug, in welchem die Proben mit dem zuvor beschriebenen NiCoCrAlY-Überzug überzogen wurden, ist die Leistungsfähigkeit der Legierung 203 beträchtlich besser als die Leistungsfähigkeit der anderen beiden Legierungen und ist mehr als viermal besser als die Leistungsfähigkeit der kommerziell benutzten Legierung 1422.

Somit ist hinsichtlich von anderen Superlegierungen zu beobachten, daß die Legierung 203 wesentlich bessere Zeitdehnwerte in Kombination mit einer Sulfidations-, einer Oxidations- und einer Oxidationsbeständigkeit mit Überzug hat, die mit denen dieser anderen Legierungen vergleichbar oder ihnen überlegen sind.

Die Legierung 203 gewinnt ihre mechanischen Eigenschaften aus einer spezifischen Verarbeitungssequenz, die in mancherlei Hinsicht der in der US-PS 4 116 723 beschriebenen gleicht.

Die wesentlichen Merkmale dieser Sequenz bestehen darin, daß die Legierung in Einkris.tallform hergestellt wird, wie oben beschrieben, lösungswärmebehandelt wird, um die gesamte Y -Phase aufzulösen, schnell abgekühlt und dann wieder auf eine Temperatur erhitzt wird, die zur Wiederausscheidung dieser Ϋ -Phase führt, aber in feinerer Form.

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Die Legierung 203 hat eine y-Solvustemperatur von etwa 1340 C und eine Temperatur des beginnenden Schmelzens von etwa 1351 ⁰C. Zum Auflösen der Y -Phase muß die Legierung innerhalb des Bereiches von 1340 ⁰C bis 1351 ⁰C für eine Zeitspanne von etwa 1 bis 10 h erhitzt werden.

Die oben erläuterten Testergebnisse wurden von Proben gewonnen, die 4 h lang erhitzt worden waren. Die Proben wurden dann abgekühlt, und zwar wenigstens so schnell, wie es der Abkühlungsgeschwindigkeit entspricht, die sich durch Abkühlen in ruhender Luft ergibt, auf eine Temperatur von 260 C oder darunter, und dann wieder auf eine Temperatur zwischen etwa 816 ⁰C und 1149 °C für eine Zeitspanne zwischen etwa 2 und etwa 50 h erhitzt. Die besondere Sequenz, die benutzt wurde, um die oben beschriebenen Testergebnisse zu erzeugen, war eine 4 h lange Einwirkung bei 1080 C, gefolgt von einer 32 h Einwirkung bei 871 ⁰C. Was die Wärmebehandlung anbetrifft, hat der Gegenstand ein Mikrogefüge, das etwa 60-65 Vol.% der V-Phase in einer V-Matrix enthält. Die durchschnittliche V-Teilchengröße wird kleiner als etwa 15 ,um sein.

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Claims

United Technologies Corporation Hartford, Connecticut 06101 V.St.A. P a te ntansprüche :

1. Wärmebehandelter Einkristallsuperlegierungsgegenstand, der sich zur Verwendung als ein Teil in einem Gasturbinentriebwerk eignet, dadurch gekennzeichnet, daß er folgende Zusammensetzung hat: 4,5 bis 6% Cr, 5,0 bis 5,8% Al, 0,8 bis 1,5% Ti, 1,7 bis 2,3% Mo, 4 bis 6% W, 5,5 bis 8% Ta, 1 bis 5% Re, 0,2 bis 0,6% V, 0 bis 7% Co, Rest im wesentlichen Nickel, daß er frei von inneren Korngrenzen ist und aus etwa 60 bis 65% der V-Phase in einer Y-Matrix besteht, wobei die mittlere V-Teilchengröße kleiner als etwa 0,5 ,um ist, und daß er eine Zeit bis 1,0% Kriechen von über 80 h und eine Lebensdauer bis zum Bruch von über 240 h hat, wenn er bei einer Temperatur von 982 ⁰C (1800 ⁰F) und einer ausgeübten Spannung von 2482 bar (36 ksi) getestet wird.

2. Verfahren zum Herstellen des Einkristallsuperlegierungsgegenstands nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende Schritte:

a) Herstellen eines Materials folgender Zusammensetzung: 4,5 bis 6% Cr, 5,0 bis 5,8% Al, 0,8 bis 1,5% Ti, 1,7 bis 2,3% Mo, 4 bis 5% W,

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ORIGINAL-INSPECTED

5,5 bis 8% Ta, 1 bis 5% Re, 0,2 bis 0,6% V, O bis 7% Co, Rest im wesentlichen Nickel;

b) Schmelzen und gerichtetes Erstarren des Materials mit dieser Zusammensetzung, um einen Einkristallgegenstand herzustellen;

c) Wärmebehandeln des Gegenstands zwischen etwa 1340 ⁰C und 1351 ⁰C für eine Zeit von etwa 1 bis 10 h;

d) Abkühlen des Gegenstands; und

e) Wiedererhitzen des Gegenstands auf wenigstens eine Temperatur zwischen etwa 816 C und 1149 C und Halten des Gegenstands innerhalb des Temperaturbereichs von 816 °C bis 1149 ⁰C für eine Zeit von etwa 2 bis 50 h.

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