DE3242607A1 - Superlegierungsmaterial auf nickelbasis, sowie verfahren zur herstellung - Google Patents
Superlegierungsmaterial auf nickelbasis, sowie verfahren zur herstellungInfo
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Description
DR. RiCHARD KNEISSL Vvi'.:-;:rr)-vGTir. 46
D-i '■ " -M.-.M 22 - 3-
' υ. hoy. \atii
United Technologies Corp. Hartford, Ct. V. St. A.
DE 79
Superlegierungsmaterial auf Nickelbasis, sowie Verfahren zur Herstellung
32426G7
Beschreibung
Die Erfindung betrifft Superlegierungsgegenstände auf Nickelbasis mit langgestreckten ausgerichteten bzw. säulenförmigen
Körnern kontrollierter Orientierung, sowie Verfahren zur Herstellung derartiger Gegenstände.
Es ist bekannt, daß metallische Materialien im allgemeinen
eine kristalline Form haben, das heißt mit anderen Worten, daß einzelne Atome des Materials eine vorhersagbare Beziehung
zu ihren Nachbaratomen haben und diese Beziehung sich in wiederholender Weise durch einen bestimmten Kristall oder
ein Korn erstreckt. Superlegierungen auf Nickelbasis haben eine flächenzentrierte kubische Struktur. Es ist ebenfalls
bekannt, daß die Eigenschaften derartiger Kristalle sich mit der Orientierung beträchtlich verändern.
Die meisten metallischen Gegenstände enthalten viele tausende von einzelnen Kristallen oder Körnern und die Eigenschaften
eines derartigen Gegenstandes in einer bestimmten Richtung spiegeln die mittlere Orientierung der einzelnen Kristalle
wider, die den Gegenstand bilden. Wenn die Körner oder Kristalle eine regellose bzw. ungeordnete Orientierung aufweisen,
dann sind die Eigenschaften des Gegenstandes isotrop, d.h. gleich in allen Richtungen. Obgleich es weit
verbreitet angenommen ist, ist dies selten der Fall, da die meisten Gieß- und Formvorgänge eine bevorzugte Kristallorientierung
oder Textur herbeiführen. In einer Deformationssituation ergibt sich eine derartige bevorzugte Orientierung
aus verschiedenen Faktoren. Kristalle in bestimmten Orientierungen sind widerstandsfähiger gegen Deformation als andere
Kristalle. Diese gegen Deformation widerstandsfähig orientierten Kristalle neigen zur Drehung während der Deformation,
so daß sie eine bevorzugte Orientierung herbei-
führen. Während der Rekristallisation ergeben sich bevorzugte Orientierungen aus der präferentiellen Nukleirung
und/oder dem Wachstum von Körnern bestimmter Orientierungen.
Texturen wurden bereits eingehend studiert und es erfolgten
auch bereits praktische Anwendungen von texturierten Materialien. Insbesondere im Bereich von magnetischen Materialien,
wie Transformatorenstählen, hat die Texturierung wesentliche Leistungsverbesserungen herbeigeführt. Dies
ist beispielsweise in US-PS 3 219 496 und in einem Artikel in "Metal Progress",Dezember 1953, S. 71 bis 75 beschrieben.
In einem weiteren Bereich wurden Verfahren zur Herstellung von Gegenständen auf Nickelbasis mit langgestreckten Körnern
bzw. säulenförmigen Körnern entwickelt, und zwar unter
Verwendung von Rekristallisationsverfahren. Dies ist in US-PS 3 975 219 beschrieben. In dieser Patentschrift wird
eine Heißextrusion zur Verdichtung von Super legierungspul=· ver verwendet, das dann isothermisch geschmiedet und mittels
Durchgang durch einen thermischen Gradienten direktioneil rekristallisiert wird. Die Patentschrift gibt jedoch nicht
an, falls überhaupt, welche bevorzugte Orientierung sich ergab.
In einem weiteren benachbarten Gebiet sind die Vorteile ausgerichteter Körner oder einer kontrollierten Orientierung
bei Luftfahrzeuggasturbinenbauteilen wohlbekannt und in US-PS 3 260 505 beschrieben, in welcher auch derartige
Bauteile und ihre Herstellungsverfahren durch Gußtechniken erläutert sind.
Die Erfindung findet ihre Anwendung insbesondere auf Superlegierungen auf Nickelbasis in dem folgenden breiten
Zusammensetzungsbereich: 2 bis 9 % Al, 0 bis 6 % Ti, 0 bis 16 % Mo, 0 bis 12 % Ta, 0 bis 12 % W, 0 bis 4 % Nb, 0 bis
20 % Cr, 0 bis 2O % Co, 0 bis 0,3 % C, 0 bis 1 % Y,
O bis 0,3 % B, 0 bis 0,3 % Zr, O bis 2 % V, O bis 5 % Re
wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist.
Es darf angenommen werden, daß die Erfindung im wesentlichen auf alle Superlegierungen auf Nickelbasis anwendbar ist.
Das Ausgangsmaterial liegt in bearbeitbarer Form vor. Ein Weg besteht darin, Pulver zu verfestigen bzw. zu konsolidieren,
ein weiterer Weg besteht darin, mit einem Guß, vorzugsweise einem feinkörnigen Guß zu beginnen. Dieses Material
wird dann bei einer Temperatur nahe, jedoch unterhalb des γ -Solvus heißbearbeitet. Vorzugsweise beträgt der Betrag
dieser anfänglichen Heißbearbeitung über etwa 50 %. Dieses
heißbearbeitete Material wird dann in spezieller Weise um einen weiteren Betrag, etwa 65 %, kaltgewalzt. Der Kaltwalzschritt
wird wie folgt ausgeführt: Das Material wird zuerst kaltgewalzt. Ein zweiter Kaltwalzschritt wird in Querwalzrichtung
ausgeführt, d.h. in einer Richtung, die um 90 zur Richtung der anfänglichen Kaltwalzung versetzt ist. Das
Verhältnis der Reduktionen bei dem anfänglichen Kaltwalzschritt und dem letzten Querwalzschritt beträgt etwa
75 : 25.Es werden während der Kaltwalz- und der Heißwalzschritte zwischendurch Ausglüh- bzw. Temperungsschritte
vorgenommen, wie es zur Verhinderung von Rißbildung erforderlich ist. Dadurch ergibt sich ein Gegenstand mit einer
starken (110) <112> -Blechtextur.
Dieses texturierte Material wird direktioneil rekristallisiert, um mehrfache langgestreckte Körner oder einzelne
Körner einer kontrollierten Orientierung zu erzeugen. Die (110) <112>
-Textur kontrolliert die Orientierung der rekristallisierten Körnern. Durch Veränderung der Parameter
der direktioneilen Rekristallisation kann eine Vielzahl von Endorientierungen erzeugt werden.
Es ist dementsprechend das Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Erzeugung von Nickel-Superlegierungsblech zu
schaffen, das eine starke (110) <112>
-Blech- bzw. Tafelstruktur aufweist.
Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, direktioneil rekristallisierte
Bleche zu schaffen, die aus Körnern bestehen, deren <111> -Richtung parallel zur Querwalzriehtung
liegt.
Es ist ein weiteres Ziel der Erfindung, Bleche zu schaffen, deren
<110> -Richtung parallel zur Geradewalzrichtung liegt.
Noch ein weiteres Ziel der Erfindung besteht darin, derartige Bleche zu schaffen, deren
<100> -Richtung den Winkel zwischen der Geradwalzrichtung und der Querwalzrichtung halbiert,
Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert; es zeigt:
Fig. 1 die Beziehung zwischen der senkrechten
Richtung, der Geradewalzrichtung (S.R.)
und der Querwalzrichtung (X.R.);
Fig. 2 die Materialorientierung während des
Geradewalzens;
Fig. 3 die Materialorientierung während des
Querwalzens;
Fig. 4 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit <111> -Orientierung;
Fig. 5 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit <110> -Orientierung;
Fig. 6 das Verfahren zur Erzeugung eines Ma
terials mit < 1OO> -Orientierung; und
Fig. 7 bis 10 Polardiagramme der mit den in den Beispielen 1 bis 4 beschriebenen Verfahren
erzeugten Textur.
Gemäß der Erfindung ist das Ausgangsmaterial ein Pulver
einer Superlegierung auf Nickelbasis. Allgemein kann eine beliebige Superlegierung auf Nickelbasis verwendet werden.
Der breite Zusammensetzungsbereich derartiger Legierungen ist 2 bis 9 % Al, O bis 6 % Ta, O bis 16 % Mo, 0 bis 12 %
Ta, 0 bis 12 % W, 0 bis 4 % Nb, O bis 20 % Cr, O bis 20 %
Co, O bis 2 % V, O bis 5 % Re, wobei der Rest im wesentlichen
Nickel ist. Andere geringfügere Bestandteile können vorliegen, die O bis 0,3 % C, O bis 0,5 % Hf, O bis 0,3 %
Zr, O bis 0,3 % B und O bis 1 % Y umfassen. Diese Legierungen
werden mit einem Verfahren verarbeitet, das ein homogenes warmbearbeitbares Material erzeugt. Das Ausgangsmaterial
sollte homogen sein, dicht und warmbearbeitbar. Ein Weg besteht darin, ein Superlegierungspulver beispielsweise
durch isostatischen Druck bei erhöhter Temperatur (HIP) oder durch Heißextrusion zu konsolidieren. Ein weiterer
Weg besteht darin, mit einem gegossenen Körper, vorzugsweise einem Feinkornguß zu beginnen. Wenn das Pulververfahren
verwendet wird, muß Sorge dafür getragen werden, eine Verunreinigung des Pulvers zu verhindern, wobei vorzugsweise
das Pulver unter inerten Bedingungen gehalten und gehandhabt wird, so daß eine Oxidation der Pulverpartikel
unterbunden wird. Das Pulver wird dann zur Formung eines Gegenstandes mit voller theoretischer Dichte kompaktiert
bzw. verdichtet. Das Verdichtungsverfahren erscheint für den Erfolg der Erfindung nicht kritisch zu sein. Typischerweise
wurde eine isostatische Pressung bei erhöhter
Temperatur verwendet. Das Pulver wird dann in einem evakuierten Behälter aus rostfreiem Stahl abgedichtet. Typische
Verdichtungsbedingungen sind Gasdrücke von etwa 103,42 MPa und Temperaturen von etwa 1149° bis 1232°C während einer
Zeitdauer von etwa zwei Stunden, mit einer nachfolgenden Ofenabkühlung. Heißextrusionsverfahren wurden ebenfalls
erfolgreich verwendet. Typische Extrusionsbedingungen sind Temperaturen von 12O4°C bis 126O°C und Extrusionsverhältnisse
von mehr als etwa 4:1. Das Pulver wird vor der Extrusion in einen Behälter aus rostfreiem Stahl eingebracht.
Der bearbeitbare Gegenstand wird dann heißverformt, um
eine Flächenreduktion von wenigstens 40 % und vorzugsweise von wenigstens 55 % zu erzielen. Diese Heißverformung verbessert
die nachfolgende Kaltbearbeitbarkeit des Materials, Es wurde Heißwalzen verwendet, jedoch erscheinen andere
Prozesse, wie das Schmieden, in gleicher Weise anwendbar. Das in US-PS 3 519 503 beschriebene Verfahren kann verwendet
werden. Die Heißverformung wird bei einer Temperatur ausgeführt, die nahe jedoch niedriger ist als die
y1 -Solvus-Temperatur der Legierung, typischerweise
1177 bis 1246°C. Wenn das Heißwalzen angewendet wird, werden anfängliche Heißwalzdurchgänge vorzugsweise an der
oberen Grenze des Temperaturbereichs mit einer verhältnismäßig geringen Reduktion pro Durchgang (nämlich 5 %) ausgeführt.
Nachfolgende Durchgänge können mit größeren Verminderungen (nämlich 15 %) erfolgen und man kann die Temperatur
zur unteren Grenze des Bereichs absinken lassen. Der Gegenstand wird dann zwischen den Durchgängen in geeigneter
Weise wieder erhitzt, um die Legierung innerhalb des erwünschten Temperaturbereichs zu halten. Gegen Ende
des Heißbearbeitungsschrittes kann das Material in dem bearbeiteten Zustand belassen und an der Luft abgekühlt
werden.
Der nächste Schritt ist der bedeutsamste bei der Entwicklung der erwünschten Textur. Es ist dies ein zweistufiger
Walzvorgang, der als Kaltwalzen bezeichnet wird, der jedoch bei Temperaturen bis zu etwa 65O°C ausgeführt werden kann.
Dieser Schritt kann mit Bezug auf die Fig. 1 verstanden werden, welche den Streifen vor dem Kaltwalzvorgang darstellt
und die drei orthogonalen Achsen SR, XR und ND zeigt. Der Kaltwalzvorgang umfaßt zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe
das Walzen in der SR-Richtung (Geradwalzrichtung) ausgeführt wird und in der zweiten Stufe das Walzen in XR-Richtung
(Querwalzrichtung) fortschreitet, d.h. in einem Winkel von 90° zur SR-Richtung.
Die beiden Schritte des Kaltwalzvorgangs müssen eine Totalreduktion
von mehr als 55 % und am höchsten bevorzugt mehr als 65 % erzeugen. Der Deformationsbetrag ist zwischen den
beiden Kaltwalzschritten aufgeteilt, so daß nominell 7 5 % der Deformation bei dem anfänglichen Geradewalzschritt erfolgt
und 25 % bei dem Querwalzschritt. Es ist die Folge von Schritten, welche die erwünschte endgültige Textur ergibt.
Die typische Reaktion pro Durchgang beträgt 1 bis 2 % und die Totalreduktion zwischen dazwischenliegenden Glühvorgängen
bzw. Temperungen (beispielsweise bei 12O4°C drei
Minuten lang) beträgt 8 bis 15 %. Das Verhältnis zwischen dem geraden Kaltwalzschritt und dem Quer-Kaltwalzschritt
kann von 80 : 20 bis zu 70 : 30 variieren.
Das Ergebnis dieses Vorgangs ist die Entwicklung einer starken (110) Ό12>
-Tafelstruktur bzw. Blechstruktur. Dies bedeutet, daß eine beträchtliche Anzahl von Kristallen
in dem Blech derart orientiert sind, daß sie (110)-Ebenen
parallel zur Blechoberfläche und <112>
-Richtungen aufweisen, die parallel zur SR-Richtung liegen. Natürlich würde auch in einem wahllosen bzw. ungeordneten Blech eine gewisse
Anzahl von Kristallen diesen Kriterien entsprechen. In,gemäß dem vorstehend erläuterten Verfahren verarbeiteten,
Blechen ist jedoch die Anzahl von Kristallen, die diesen Kriterien genügen, wenigstens viermal und gewöhnlich wenigstens
sechsmal größer als es für den regellosen bzw. ungerichteten Fall erwartet werden würde.
Es wurde gefunden, daß das Blech dieser Textur höchst empfänglich für die direktionelle Rekristallisation zur Erzeugung
rekristallisierter Bleche ist, deren Orientierung von der ursprünglichen Textur unterschiedlich sind und die zur Herstellung
von Superlegierungsgegenständen geeignet sind, wie sie in US-PS 3 872 563 beschrieben sind. Die vorstehend beschriebene
<110X112> -Blechtextur kann dazu verwendet werden,
direktioneil rekristallisierte Materialien zu erzeugen, welche entweder die <100>
, <110>oder <111> -Richtung als vorherrschende Richtung in dem Blech bzw. der Tafel haben. Der
Ausdruck direktionelle oder richtungsmäßige Rekristallisation wird hier ziemlich lose verwendet, wobei angenommen
wird, daß das was tatsächlich auftritt, genauer als direktioneil oder richtungsmäßig anomales Kornwachstum beschrieben
werden kann. D.h., es erscheint wahrscheinlich, daß gewisse, bereits existierende Körner auf Kosten anderer existierender
Körner wachsen, anstelle des Falles eines wirklichen wahren direktioneilen Rekristallisation, bei der neue Körner
nukleirt würden und auf Kosten der bereits existierenden Körner wachsen. Unabhängig von ihrem Ursprung erscheint
es, daß die Unterschiede des Kornwachstums zwischen konkurrierenden Körnern die beobachtete Textur erzeugen.
Es gibt drei primäre Kristallrichtungen in dem kubischen System: Die <100>
, die <110>und die <111> -Richtung, welche jeweils eine Kante der Einheitszelle, der Flächendiagonale der Einheitszelle bzw. einer Diagonale angeben,
die zwischen gegenüberliegenden Ecken verläuft und durch den Mittelpunkt der Zelle hindurchgeht. Die <100>
-Orientierung weist einen niedrigen Elastizitätsmodul auf und
BAD ORfGtNAL
daher sind Turbinenkomponenten, deren Primärachse mit einer <:1OO>
-Achse zusammenfällt, gegen thermische Ermüdung widerstandsfähig.
In gleicher Weise weist die<M11>
-Richtung einen hohen Elastizitätsmodul auf und Gegenstände deren Richtung parallel zur Primärbeanspruchungsrichtung bzw. -spannungsrichtung
liegen sind widerstandsfähig gegen hohe zyklische Ermüdung. Durch die Erfindung und deren Fähigkeit, Material
mit diesen unterschiedlichen Orientierungen zu erzeugen, wird dem Turbinenbauteilekonstrukteur ein hohes Maß an Flexibilität
geboten.
Das Verfahren zur Erzeugung von Blech, bei dem diese Achsen innerhalb der Ebene des Bleches liegen, ist in den Fig. 4,
5 und 6 dargestellt. Die Fig. 4 zeigt, daß der Durchlauf des Bleches durch einen thermischen Gradienten in der Weise,
daß die Richtung des Gradienten parallel zur XR-Achse liegt, zu einem Blech führt, das aus langgestreckten Körnern besteht,
deren Längsachse in der <111> -Richtung liegt. Wie
in der Figur gezeigt ist, enthält die SR-Richtung des Bleches die <C11O>
-Richtung der langgestreckten Kristalle, während die ursprüngliche senkrechte Richtung des Bleches die
< 112> -Achse der langgestreckten Kristalle enthält. In analoger
Weise zeigt die Fig. 5, daß dann, wenn das Blech durch den thermischen Gradienten in der Weise geleitet wird, daß die
SR-Achse parallel zur Bewegungsrichtung durch den thermischen Gradienten liegt, die Körner eine<110>
-Achse aufweisen und eine <110> -Achse in der XR-Richtung liegt und die <^1OO>
Achsein der ND-Richtung. Dieses in der Fig. 6 gezeigte Verfahren weicht leicht dahingehend ab, daß das Blech durch
den thermischen Gradienten entlang einer Achse läuft, welche SR- und XR-Richtung unterteilt bzw. schneidet und in
der < 1OO> -Richtung durch die Dehnung bzw. Verlängerung der
Kristalle resultiert, wobei die beiden orthogonalen Achsen vom <1OO>
-Typ sind.
Typischerweise weist der erforderliche thermische Gradient eine Steilheit von wenigstens etwa 55 C auf, und zwar gemessen
bei der y' -Solvus-Temperatur der Legierung. Das heiße Ende des Gradienten überschreitet die y' -Solvus-Temperatur,
sie überschreitet jedoch offensichtlich nicht die Anfangsschmelztemperatur der Legierung. Typische Durchlaufraten
durch den Gradienten liegen im Bereich von 3,2 bis 101 mm pro Stunde.
Zum besseren Verständnis der Erfindung werden im folgenden nun einige nicht-einschränkend zu verstehende Erläuterungsbeispiele angegeben.
1. Zusammensetzung: - 14,4 % Mo, 6,25 % W, 6,8 % Al,
0,04 % C, Rest Ni.
2. Pulvergröße: - 0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - isostatisches Heißpressen
(H.I.P.) bei 1232°C u;
während zwei Stunden.
während zwei Stunden.
(H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,42 MPa,
Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 % Reduktion.
Kaltwalzen - Totalreduktion 65 %
a. gerades Kaltwalzen
b. Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen
=75 : 25, dazwischenliegende Glühvorgänge bzw. Temperungsvorgänge bei 12O4°C.
Resultierende Textur - singular (110) ^112>
, das Siebenfache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 7 gezeigt. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39°C/cm,
gemessen bei der y -Solvus-Temperatur)
a. D.R. parallel zur Querkaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h.
- Ergebnis - (112) in der Ebene des Bleches, <T11>
axiale Orientierung.
b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16
bis 51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, <i11O>
in axialer Richtung.
c. D.R. in der die Gerade-Kaltwalzrichtung und die Quer-Kaltwalzrichtung schneidenden Richtung (4 5°
zur Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h - Ergebnis (100) in der Ebene des Bleches, <r100>
in axialer Richtung.
1. Zusammensetzung:- 9,0 % Cr, 5,0 % Al, 10,0 % Co, 2,0 % Ti,
12 % W, 1,0 % Nb, 0,15 % C, 0,015 % B, 0,05 % Zr (Legierung MAR-M200), Rest Ni.
2. Pulvergröße: - 0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - Extrusion bei 1066 C in einem
Extrusionsverhältnis von 6,8 : 1.
4. Heißbearbeitung: - durch isothermes Schmieden bei 11210C,
einer Belastungsrate von 0,1 min" und 60 % Gesamtbelastung,
5. Kaltwalzen - Totalreduktion 60 %
a. gerade-kaltgewalzt
b. quer-kaltgewalzt
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen
=75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw. Temperungen bei 1149°C.
6. Resultierende Textur - singular (110) <ri12>
, das 4,7-fache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 8 gezeigt.
7. Direktionelle Rekristallisation noch nicht beurteilt.
1. Zusammensetzung: - 9,0 % Cr, 7,0 % Al, 9,5 % W, 3,0 % Ta, 1,0 % Mo, Rest Ni.
2. Pulvergröße: - 0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung
(H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,42 MPa
während zwei Stunden.
4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 %
Reduktion.
5. Kaltwalzen - Gesamtreduktion 65 %
a. Gerade-Kaltwalzen
b. Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw.
Temperungen bei 12O4°C.
6. Resultierende Textur - singular (110) 4 112>., das
Zwölffache des regellosen Zustandes, wie in der Fig. 9
gezeigt.
7. Direktionelle Rekristallisation (39°C/cm-Gradient, gemessen
bei der y1 -Solvus-Temperatur)
a. D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h.
- Resultat - (112) in der Ebene des Blechs, <111>
axiale Orientierung.
b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis
51 mm/h - Resultat - (100) in der Ebene des Blechs, <110> in axialer Richtung.
c. D.R. in der Richtung, welche die gerade Kaltwalzrichtung
und die Querkaitwalzrichtung unterteilt bzw. schneidet (45 von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h
- Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, «i100>
in axialer Richtung.
1. Zusammensetzung: - 9,0 % Cr, 6,5 % Al, 9,5 % W,1,6 % Ta,
1,0 % MO, 0,8 % Nb, 0,05 % C, 0,01%B, 0,1 % Zr, Rest Ni.
2. Pulvergröße: - 0,177 mm
3. Konsolidierungsverfahren - isostatische Heißpressung (H.I.P.) bei 1232°C und einem Druck von 103,43 MPa während
zwei Stunden.
Heißbearbe,
Reduktion.
4. Heißbearbeitung - durch Walzen bei 12O4°C auf 60 %
5. Kaltwalzen - Totalreduktion 65 %
a. Gerade-Kaltwalzen
b. Quer-Kaltwalzen
Verhältnis des Gerade-Kaltwalzens zum Quer-Kaltwalzen =75 : 25, dazwischenliegende Ausglühungen bzw.
Temperungen bei 12O4°C.
6. Resultierende Textur - singular (110) <112>
, das Achtfache des regellosen Zustandes,wie in der Fig. 10 gezeigt.
7. Direktionelle Rekristallisation (Gradient von 39 C/cm, gemessen bei der v^'-Solvus-Temperatur)
a. D.R. parallel zur Quer-Kaltwalzrichtung bei 6,35 mm/h
- Resultat - (112) in der Ebene des Bleches, -τΊ 11
> axiale Orientierung.
b. D.R. parallel zur Gerade-Kaltwalzrichtung bei 16 bis
51 mm/h - Ergebnis - (100) in der Ebene des Bleches, < 11O>
in axialer Richtung.
c. D.R. in derjenigen Richtung, die die Gerade-Kaltwalzrichtung
und die Quer-Kaltwalzrichtung schneidet (45° von der Achse versetzt) bei 16 bis 51 mm/h
- Resultat - (100) in der Ebene des Bleches -i100>
in axialer Richtung.
Claims (7)
1. Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet , daß es eine (11O)
<112> -Singulärtextur mit einer Intensität von wenigstens dem Vierfachen
des regellosen Zustands aufweist.
2. Blech nach Anspruch 1, dadurch g e k e η η ζ e ich
net, daß es eine Texturintensität von wenigstens
dem Sechsfachen des regellosen Zustands aufweist.
3. Direktionen rekristallisiertes Superlegierungsblech auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet,
daß es aus ausgerichteten langgestreckten Körner besteht, wobei die <Γ111? -Richtung parallel zur
Achse der Längsstreckung liegt.
4. Direktioneil rekristallisiertes Superlegierungsblech
auf Nickelbasis, dadurch gekennzeichnet, daß es aus ausgerichteten langgestreckten
Körnern besteht, wobei die <£110>
-Richtung parallel zur Achse der Längsstreckung liegt.
5. Direktioneil rekristallisiertes Nickel-Superlegierungsblech,
dadurch gekennzeichnet, daß es aus ausgerichteten langgestreckten Körnern besteht,
wobei die <1OO> -Richtung parallel zur Achse der Längsstreckung liegt.
6. Verfahren zur Erzeugung des Nickel-Superlegierungsblechs nach Anspruch 3, bestehend aus ausgerichteten,
langgestreckten Körnern, deren Längsstreckungsachse im wesentlichen der <111>
-Richtung entspricht, dadurch gekennzeichnet , daß
BAD
— O —
- JL.
a) ein texturiertes Nickel-Superlegierungsblech vorgesehen wird, das eine (11O)
<112> -Blechtextur aufweist, wobei die<112>
-Achse im wesentlichen der (Gerade-) Walzrichtung entspricht,
b) daß das Blech durch einen thermischen Gradienten geführt wird, dessen heißes Ende die Rekristallisationstemperatur
der Legierung überschreitet, so daß eine direktionelle Rekristallisation ausgeführt
wird,
wodurch das sich ergebende Blech langgestreckte Körner enthält, deren Achse der Längsstreckung eine erste
<110> -Richtung ist, wobei eine zweite <110>
-Richtung in dem Blech liegt und eine<iOO> -Orientierung senkrecht
zum Blech steht, und wobei die zweite <110>
-Richtung und die <1OO> -Richtung orthogonal zur ersten <110>
-Richtung stehen.
7. Verfahren zur Erzeugung eines texturierten Superlegierungsgegenstandes,
dadurch gekennzeichnet, daß
a) ein heißbearbeitbarer Superlegierungsgegenstand voller Dichte vorgesehen wird,
b) daß der Gegenstand bei einer Temperatur in der Nähe des y* -Solvus heißbearbeitet wird,
c) daß das Material entlang einer bestimmten Richtung mit zwischenliegenden Ausglühungen bzw. Temperungen
kaltgewalzt wird, und
d) daß das Material in einer Richtung kaltbearbeitet wird, die um 90 aus der beim Schritt c) verwendeten
Richtung ausgelenkt ist, und zwar mit dazwischen ausgeführten Ausglühungen bzw. Temperungen, wobei
die Totalreduktion in den Schritten c) und d) 50 % überschreitet und das Verhältnis der Reduktionen
in den Schritten c) und d) von 70 : 30 bis zu 80 : beträgt.
BAD ORIGINAL
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/325,248 US4518442A (en) | 1981-11-27 | 1981-11-27 | Method of producing columnar crystal superalloy material with controlled orientation and product |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3242607A1 true DE3242607A1 (de) | 1983-06-01 |
DE3242607C2 DE3242607C2 (de) | 1988-09-15 |
Family
ID=23267066
Family Applications (1)
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