DE3023576C2

DE3023576C2 -

Info

Publication number: DE3023576C2
Application number: DE3023576A
Authority: DE
Inventors: Frederick Albert Phoenix Ariz. Us Schweizer; David Noel Newington Conn. Us Duhl
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1979-07-02
Filing date: 1980-06-24
Publication date: 1987-07-30
Also published as: JPS569349A; DE3023576A1; BE884053A; JPH026820B2; GB2056488B; US4222794A; GB2056488A; FR2461016A1; FR2461016B1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs angegebenen Art.

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

Nickelbasissuperlegierungen zum Herstellen von Gasturbinenteilen sind in den letzten 30 Jahren entwickelt worden. Diese Legierungen enthalten üblicherweise bis zu 10% Chrom hauptsächlich für die Oxidationsbeständigkeit, insgesamt 5% Aluminium und Titan für die Bildung von verfestigender γ′-Phase sowie 5% hochschmelzende Metalle wie Wolfram, Molybdän, Tantal und Niob als Mischkristallverfestiger. Praktisch sämtliche Nickelbasissuperlegierungen enthalten zur Festigung außerdem etwa 10% Kobalt und etwa 0,1% Kohlenstoff, der als Korngrenzenverfestiger dient und Carbide bildet. 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 32 60 505 bekannt ist. Die Wirkung der gerichteten Erstarrung besteht darin, ein ausgerichtetes Mikrogefüge von stengelförmigen Körnern, deren Hauptachse zu der Spannungsachse des Teils parallel ist, zu schaffen, das minimale oder keine Korngrenzen rechtwinkelig zu der Spannungsachse des Teils hat. Eine weitere Ausdehnung dieses Konzepts ist die Verwendung von Einkristallteilen in Gasturbinenschaufeln. Dieses Konzept ist in der US-PS 34 94 709 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 35 67 526 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 q′-Phase Ni₃(Al, Ti). In modernen Nickelbasissuperlegierungen kann die γ′-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 konstanten γ′-Volumenbruchteil können beträchtliche Änderungen in der Verfestigungswirkung dieses γ′-Volumenbruchteils erzielt werden, indem die Größe und die Morphologie der γ′-Ausscheidungsteilchen verändert werden. Die γ′-Phase ist 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 q′-Solvustemperatur tatsächlich oberhalb der Temperatur des beginnenden Schmelzens, so daß es nicht möglich ist, die γ′-Phase effektiv aufzulösen. Das Auflösen der γ′- Phase ist der einzige praktische Weg, auf dem die Morphologie der γ′-Phase modifiziert werden kann, weshalb für viele technische Nickelbasissuperlegierungen die γ′-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 38 87 363 eine Nickelsuperlegierungszusammensetzung, die für die gerichtete Erstarrung geeignet und durch das Fehlen von Kohlenstoff und das Vorhandensein von Rhenium und Vanadium gekennzeichnet ist.

Aus der US-PS 41 16 723 ist ein einkristalliner Gegenstand aus einer Superlegierung bekannt, die frei von Kobalt, Kohlenstoff und Zirkonium ist und im wesentlichen aus 5 bis 18% Chrom, mindestens 5% der Elemente Aluminium und/oder Titan, wobei 2 bis 8% Aluminium und 1 bis 5% Titan enthalten sein kann, sowie mindestens 5% der Elemente bis zu 10% Molybdän und/oder bis zu 15% Wolfram und/oder bis zu 12% Tantal und/oder bis zu 3% Niob und/oder bis zu 3,5% Hafnium und/oder bis zu 7% Rhenium, Rest im wesentlichen Nickel, besteht. Diese US-Patentschrift beschreibt die Wärmebehandlung von solchen einkristallinen Gegenständen, bei denen es aufgrund ihrer Zusammensetzung einen nutzbaren Wärmebehandlungsbereich zwischen der γ′-Solvustemperatur und der Temperatur des beginnenden Schmelzens gibt, in dem die Temperatur hoch genug ist, um ein im wesentlichen vollständiges Diffusionsglühen innerhalb technisch vertretbarer Zeiten zu gestatten. Im Anschluß an dieses Diffusionsglühen wird die Superlegierung abgekühlt und dann für einen kontrollierten Ausscheidungsschritt auf eine Zwischentemperatur erhitzt.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs angegebenen Art zu schaffen, durch das sich ein einkristalliner Gegenstand mit einer verbesserten Kombination von mechanischer Festigkeit bei erhöhten Temperaturen und Beständigkeit gegen Oxidation und Warmkorrosion bei erhöhten Temperaturen erzielen läßt.

Erfindungsgemäß wird das durch die im Patentanspruch angegebenen Schritte erreicht.

Gemäß dem Verfahren nach der Erfindung wird ein einkristalliner Gegenstand in bekannter Weise hergestellt und dann durch Diffusionsglühen bei einer erhöhten Temperatur wärmebehandelt, woran sich eine Alterungsbehandlung bei einer niedrigeren Temperatur anschließt. Die Zusammensetzung des einkristallinen Gegenstands ist erfindungsgemäß auf den im Patentanspruch angegebenen ziemlich schmalen Bereich beschränkt. Der breite Zusammensetzungsbereich, der in der oben genannten US-PS 41 16 723 angegeben ist, umfaßt zum Teil zwar den Zusammensetzungsbereich bei dem Verfahren nach der Erfindung, die erfindungsgemäße Zusammensetzung ergibt in Verbindung mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung jedoch Eigenschaften, die wesentlich besser sind als sämtliche in der US-PS 41 16 723 angegebenen Eigenschaften. Die Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Gegenstands enthält Rhenium und wahlweise Kobalt. Bei beiden handelt es sich um Elemente, die gleichzeitig die Temperatur des beginnenden Schmelzens erhöhen und die γ′-Solvustemperatur senken und so die Diffusionsglühbehandlung möglich machen. Auch das Vorhandensein von Vanadium hat sich für die Erzielung optimaler Eigenschaften als wesentlich herausgestellt.

Allerdings ist Vanadium üblicherweise in Superlegierungen enthalten. So ist aus der US-PS 37 48 110 eine Nickelbasislegierung bekannt, die aus 40 bis 80% Nickel, 5 bis 20% Chrom, bis zu 10% Molybdän, bis zu 5,5% Titan, bis zu 6,5% Aluminium, bis zu 3% Niob, bis zu 9% Tantal, bis zu 13,5% Wolfram, bis zu 2% Hafnium, bis zu 1% Rhenium, bis zu 1,5% Vanadium, bis zu 20% Kobalt, bis zu 3% Eisen besteht und geringe Anteile an Kohlenstoff, Bor, Zirkonium, Silicium und Mangan enthalten kann.

Einkristalline Gegenstände der im Patentanspruch angegebenen Zusammensetzung haben, wenn sie durch das Verfahren nach der Erfindung hergestellt werden, die gewünschte außergewöhnliche Kombination von Eigenschaften hinsichtlich mechanischer Festigkeit, Oxidations- und Warmkorrosionsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen.

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

Die Superlegierung des durch das Verfahren nach der Erfindung hergestellten Gegenstands besteht aus 4,5 bis 6% Chrom, 5,0 bis 5,8% Aluminium, 0,8 bis 1,5% Titan, 1,7 bis 2,3% Molybdän, 4 bis 6% Wolfram, 5,5 bis 8% Tantal, 1 bis 5% Rhenium, 0,2 bis 0,6% Vanadium, 0 bis 7% Kobalt, Rest Nickel. Die Korngrenzenverfestigungselemente Bor und Zirkonium sowie Kohlenstoff sind ausdrücklich ausgeschlossen und sind, wenn überhaupt, nur als Verunreinigungen vorhanden.

Diese Legierungszusammensetzung gleicht in mancher Hinsicht der aus der US-PS 41 16 723 bekannten, mit folgenden wesentlichen Unterschieden: Rhenium ist in kleinen, aber wichtigen Mengen vorhanden, und Vanadium ist vorhanden, ein Element, was in der genannten US-Patentschrift nicht vorgeschlagen ist. Kobalt ist ebenfalls wahlweise vorhanden, wogegen es in der genannten US-Patentschrift ebenfalls speziell ausgeschlossen ist. Selbst unter Außerachtlassung dieser Unterschiede ist der Zusammensetzungsbereich viel schmaler und viel spezifischer als der in der US-PS 41 16 723 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 Erstarrungsverfahren sind in der US-PS 34 94 709 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.

Tabelle I

In den in Tabelle I aufgeführten Zusammensetzungen sind die Elemente Al, Ti, Ta und V die sogenannten γ′-Bildner. Diese Elemente werden sich fast vollständig in der γ′-Verfestigungsphase finden, und die Menge dieser Elemente wird eine kontrollierte Auswirkung auf die Quantität der vorhandenen γ′- Verfestigungsphase haben. Die Elemente Mo, W und Re verfestigen die Matrix-γ-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 γ′-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 γ′-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 γ′-Bildungselemente konstant war. Es zeigt sich, daß 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 γ-Phase-Mischkristallverfestiger aufrechterhalten wurde. Es ist anschließend zu erkennen, daß diese Substitution eine nachteilige Auswirkung auf die Zeitstandfestigkeit hat. Die Auswirkung dieser relativ geringfügigen Zusammensetzungsänderungen auf die mechanischen Eigenschaften ergibt sich aus Tabelle II.

Tabelle II

Zeitdehnwerte

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 248,2 MPa. 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, die gemäß dem Verfahren nach der Erfindung hergestellt worden sind, haben Zeiten bis 1% Kriechen, die über 85 h liegen, wenn sie bei 982°C/248,2 MPa 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 deutlich.

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.

Tabelle III

Sulfidation- und Oxidationsbeständigkeit

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 Sulfidationsbeständigkeit 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 39 28 026 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 Sulfidations- 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 kleine Zusammensetzungsänderungen deutliche Auswirkungen auf die Legierungsleistungsfähigkeit haben.

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

Tabelle IV

Vergleich von Zeitdehnwerten

Die Legierung 454 ist in der deutschen Patentanmeldung P 29 49 158.5 der Anmelderin beschrieben. Die Legierung 454 ist eine Einkristallegierung 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 34 94 709 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 248,2 MPa ausgeübter Belastung die Legierung 203 mehr als das Doppelte der Leistungsfähigkeit der Legierung 454 zeigt und mehr als das 8fache der Lebensdauer der Legierung 1422, ausgedrückt in Zeit bis 1% Kriechen.

Hinsichtlich der Lebensdauer bis zum Bruch hat die Legierung 203 mehr als das Doppelte der Lebensdauer der Legierung 454 und mehr als das 5fache der Lebensdauer der Legierung 1422. Bei Testbedingungen mit einer niedrigeren Temperatur von 871°C und einer ausgeübten Belastung von 482,65 MPa werden ähnliche Ergebnisse beobachtet, wobei die Überlegenheit der Legierung 203 insgesamt größer ist als die Überlegenheit, die unter den Testbedingungen mit der höheren Temperatur beobachtet worden ist.

Tabelle V

Sulfidations- und Oxidationsdatenvergleich

Tabelle V zeigt einen Vergleich dieser drei Legierungen unter Testbedingungen, die Sulfidation (Warmkorrosion) und Oxidation erzeugen. Es ist zu erkennen, daß hinsichtlich der Sulfidationsbeständigkeit 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 mehr als viermal besser als die Leistungsfähigkeit der kommerziell benutzten Legierung 1422.

Somit ist hinsichtlich anderer 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 Wärmebehandlung, die in mancherlei Hinsicht der in der US-PS 41 16 723 beschriebenen gleicht.

Die wesentlichen Merkmale dieser Wärmebehandlung bestehen darin, daß der aus der Legierung 203 hergestellte einkristalline Gegenstand geglüht wird, um die gesamte q′-Phase aufzulösen, schnell abgekühlt und dann wieder auf eine Temperatur erhitzt wird, die zur Wiederausscheidung dieser γ′-Phase führt, aber in feinerer Form.

Die Legierung 203 hat eine γ′-Solvustemperatur von etwa 1340°C und eine Temperatur des beginnenden Schmelzens von etwa 1351°C. Zum Auflösen der γ′-Phase muß die Legierung zwischen 1340°C und 1351°C 1 bis 10 h lang geglüht werden.

Die oben erläuterten Testergebnisse wurden von Proben gewonnen, die 4 h lang geglüht worden waren. Die Proben wurden dann abgekühlt, und zwar wenigstens so schnell, wie es der Abkühlungsgeschwindigkeit entspricht, die sich durch Abkühlen in ruhender Luft auf eine Temperatur von 260°C oder darunter ergibt, und dann wieder bei einer Temperatur zwischen 816°C und 1149°C 2 bis 50 h lang geglüht. Die besondere Sequenz, die benutzt wurde, um die oben beschriebenen Testergebnisse zu erzeugen, war 4 h langes Glühen bei 1080°C, gefolgt von 32 h langem Glühen bei 871°C. Danach hatte der Gegenstand ein Mikrogefüge, das etwa 60-65 Vol.-% der γ′-Phase in einer γ-Matrix enthielt. Die durchschnittliche γ′-Teilchengröße war kleiner als etwa 15 µm.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines einkristallinen Gegenstands aus einer Superlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß aus einer Legierung, die aus 4,5 bis 6% Chrom, 5,0 bis 5,8% Aluminium, 0,8 bis 1,5% Titan, 1,7 bis 2,3% Molybdän, 4 bis 6% Wolfram, 5,5 bis 8% Tantal, 1 bis 5% Rhenium, 0,2 bis 0,6% Vanadium, 0 bis 7% Kobalt, Rest Nickel, besteht, ein einkristalliner Gegenstand in bekannter Weise hergestellt wird, dieser Gegenstand zwischen 1340 und 1351°C 1 bis 10 Stunden lang geglüht, danach abgekühlt und abschließend bei 816-1149°C 2 bis 50 Stunden lang geglüht wird.