DE3445768C2

DE3445768C2 -

Info

Publication number: DE3445768C2
Application number: DE3445768A
Authority: DE
Inventors: Daniel F. Higganum Conn. Us Paulonis; David R. Manchester Conn. Us Malley; Edgar E. South Windsor Conn. Us Brown
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1983-12-27
Filing date: 1984-12-14
Publication date: 1992-04-23
Also published as: NL8403732A; IT8424262A0; JPS6362584B2; GB2151951A; GB2151951B; DE3445768A1; SE462103B; GB8431277D0; DK162942C; DK162942B; FR2557147B1; NO165930C; SE8406445L; NO845117L; BE901250A; JPS60170548A; IT8424262A1; US4579602A; IT1181942B; IL73865A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft das Schmieden von feinkörnigen gegossenen Superlegierungs-Materialien auf Nickelbasis mit einer Korngröße von 0,35 mm oder feiner, die bislang als nicht schmiedbar galten und daher pulvermetallurgisch verarbeitet wurden.

Hochwarmfeste Legierungen oder Superlegierungen auf Nickelbasis werden bei Gasturbinentriebwerken in weitem Umfange verwendet. Eine Verwendung betrifft dabei Turbinenscheiben. Die Anforderungen an die Eigenschaften von Scheibenmaterialien sind im Zuge der allgemeinen Fortentwicklung der Triebwerksleistung gestiegen. Die frühesten Triebwerke verwendeten geschmiedeten Stahl und geschmiedete Legierungen auf Stahlbasis als Scheibenmaterialien. Diese wurden bald durch die erste Generation von Superlegierungen auf Nickelbasis abgelöst, wie beispielsweise Waspaloy, die schmiedbar waren, wenn auch häufig mit gewissen Schwierigkeiten.

Superlegierungen auf Nickelbasis leiten einen Großteil ihrer Festigkeit aus der verfestigten γ′-Phase ab. Auf dem Gebiet der Entwicklung von Superlegierungen auf Nickelbasis ging der Trend zur Erhöhung der Festigkeit in Richtung einer Steigerung des Volumenanteils der γ′-Phase. Die in den frühen Triebwerken verwendete Waspaloy-Legierung enthält etwa 25 Vol.-% γ′-Phase, während in jüngster Zeit entwickelte Scheibenlegierungen etwa 40 bis 70% dieser Phase enthalten.

Leider vermindert eine Steigerung des Volumenanteils der γ′-Phase, die zu einer festeren Legierung führt, die Schmiedbarkeit der Legierung. Ein Waspaloy-Material kann aus einem Gußblock-Ausgangsmaterial geschmiedet werden, während die später entwickelten festeren Scheibenmaterialien nicht zuverlässig geschmiedet werden können und die Anwendung teurer Pulvermetallurgie- Techniken erfordern, um eine geformte Scheiben-Vorform herzustellen, die in wirtschaftlicher Weise durch spanabhebende Bearbeitung ihre Endabmessungen erhalten kann. Ein derartiges Pulvermetallurgie-Verfahren, das mit beträchtlichem Erfolg zur Herstellung von Triebwerksscheiben verwendet wurde, ist das in den US-PSen 35 19 503 und 40 81 295 beschriebene Verfahren. Dieses Verfahren hat sich bei Pulvermetallurgie-Ausgangsmaterialien als außerordentlich erfolgreich erwiesen, jedoch weniger bei Verwendung gegossener Ausgangsmaterialien.

Andere Patente, die das Schmieden von Scheibenmaterial betreffen, umfassen die US-PSen 38 02 938, 39 75 219 und 41 10 131.

Wie aus "Metallkunde für Ingenieure" von Albert G. Guy, Bearbeiter Dr. Günter Petzow, Frankfurt am Main 1970, Seiten 390- 393, hervorgeht, ist es grundsätzlich bekannt, daß ausscheidungshärtende Metall-Legierungen nicht näher angegebener Art durch Lösungsglühen, Abschrecken und eine Alterungs-Wärmebehandlung härtbar sind und daß bei einer zu langen derartigen Wärmebehandlung eine Überalterung erhalten wird, die zu einer Legierung führt, die eine verminderte Härte bei Raumtemperatur aufweist. Wird die Legierung auf diese Weise völlig überhärtet, wird ein Zustand erreicht, der nahezu identisch ist mit dem, der erreicht wird, wenn sehr langsam abgekühlt wurde. Da für die Schmiedbarkeit jedoch nicht die Härte bei Raumtemperatur entscheidend ist, sondern die Duktilität bei der erhöhten Schmiedetemperatur, erlaubt dieses Grundwissen noch keine sicheren Aussagen zum Problem einer Schmiedbarkeit bestimmter, derzeit nicht als schmiedbar angesehener Superlegierungs-Materialien.

Aus der US-PS 27 98 827 ist ein Schmiedeverfahren für gegossene Nickelbasis-Legierungen eines sehr breiten Zusammensetzungsbereichs bekannt, bei dem gegossene Nickelbasis-Legierungen einer Wärmebehandlung in einem Temperaturbereich von 1038 bis 1260°C unterworfen werden, um spröde Mikrobestandteile des Gefüges der fraglichen Legierungen durch Diffusion in der Matrix-Phase aufzulösen. Es ist nicht vorgesehen, durch eine spezielle Durchführung der Wärmebehandlung dafür zu sorgen, daß es zu Ausbildung einer überalterten Gefügestruktur kommt. Die in der US-PS 27 98 827 behandelten Legierungen enthalten im Gegensatz zu den modernen Superlegierungen kein Kobalt.

Die durch den Trend zu Scheibenmaterialien mit höherer Festigkeit gestiegenen Schwierigkeiten bei der Verarbeitung führen daher dazu, daß diese nur durch Rückgriff auf teure Pulvermetallurgie- Techniken geschmiedet werden können.

Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zu schaffen, das es ermöglicht, feinkörnige gegossene hochfeste Superlegierungs-Materialien auf Nickelbasis, die mehr als etwa 40 Vol.-% γ′- Phase enthalten und bisher als unschmiedbar galten, auf einfache Weise unter Erzielung hoher Umformverhältnisse zu schmieden.

Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren gemäß Patentanspruch 1 gelöst.

Vorteilhafte Ausgestaltungen sind den Unteransprüchen zu entnehmen.

Superlegierungen auf Nickelbasis leiten ihre Festigkeit vor allgem von der Gegenwart einer Verteilung von γ′-Teilchen in der γ-Matrix ab. Diese Phase beruht auf der Verbindung Ni₃Al, wobei verschiedene Legierungselemente wie beispielsweise Ti und Nb das Al teilweise ersetzen können. Hitzebeständige Elemente wie beispielsweise Mo, W, Ta und Nb verstärken die γ-Matrix-Phase. Beträchtliche Zugaben von Cr und Co sind üblicherweise zusammen mit den Begleitelementen wie C, B und Zr vorhanden.

Tabelle I zeigt Nominal-Zusammensetzungen für eine Reihe von Superlegierungen, die im warmverarbeiteten Zustand verwendet werden. Waspaloy kann auf herkömmliche Weise aus einem Guß-Rohmaterial geschmiedet werden. Die restlichen Legierungen werden üblicherweise aus Pulver geformt, entweder durch direkte HIP-Verfestigung oder durch Schmieden von verfestigten Pulver-Vorformen; ein Schmieden ist üblicherweise wegen des hohen γ′-Gehalts nicht praktikabel, obwohl Astroloy gelegentlich geschmiedet wird, ohne daß auf Pulvertechniken zurückgegriffen wird.

Der Zusammensetzungsbereich, der die Legierungen der Tabelle I umfaßt, sowohl andere Legierungen, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren verarbeitet werden, ist (in Gew.-%) 5-25% Co, 8-20% Cr, 1-6% Al, 1-5% Ti, 0-6% Mo, 0-7% W, 0-5% Ta, 0-5% Nb, 0-5% Re, 0-2% Hf, 0-2% V, wobei der Rest im wesentlichen Nickel zusammen mit den Begleitelementen C, B und Zr in den üblichen Mengen ist. Die Summe der Al- und Ti-Gehalte liegt üblicherweise im Bereich von 4 bis 10%, und die Summe von Mo+W+Ta+Nb liegt üblicherweise im Bereich von 2,5 bis 12%. Die vorliegende Erfindung ist in breitem Sinne auf Superlegierungen auf Nickelbasis mit γ′-Gehalten bis hinauf zu 75 Vol.-% anwendbar und weist seine besonderen Vorteile bei Legierungen auf, die mehr als 40 Vol.-% und vorzugsweise mehr als 50 Vol.-% γ′-Phase enthalten und daher sonst nach herkömmlichen (nichtpulvermetallurgischen) Techniken nicht schmiedbar sind.

Tabelle I

Zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung wird auf Fig. 1 Bezug genommen, die ein Fließdiagramm darstellt, das verschiedene Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung erläutert.

Bezugnehmend auf Fig. 1 gehört zu den ersten Anforderungen an das erfindungsgemäße Verfahren, daß das Ausgangsmaterial ein gegossenes Material mit einer feinen Korngröße ist. Bei Scheiben-Schmiede-Vorformen, die unter Verwendung herkömmlicher Techniken gegossen wurden, wäre die Korngröße wesentlich größer als ASTM-3 mit tpyischen Korngrößen von größer als 12,7 mm. Für die vorliegende Erfindung ist es erforderlich, daß die Korngröße gleich oder feiner ist als ASTM 0 und vorzugsweise feiner als ASTM 2. Tabelle II zeigt die Beziehung zwischen der ASTM-Zahl und dem mittleren Korndurchmesser.

ASTM-Nr.
Mittlerer Korndurchmesser, mm
-1
0,50
0	0,35
1	0,25
2	0,18
3	0,125

Diese Anforderungen an die Korngröße bedeuten somit, daß das gemäß der vorliegenden Erfindung verwendete Ausgangsmaterial eine beträchtlich feinere Korngröße aufweist als ein typisches herkömmlich gegossenes Material. Ein Verfahren zur Herstellung eines feinkörnigen Ausgangsmaterials ist in der US-PS 42 61 412 (Patentinhaber: Special Metals Corporation) beschrieben. Der Großteil der hierin beschriebenen Arbeiten zur Entwicklung der vorliegenden Erfindung wurden unter Verwendung von Ausgangsmaterialien durchgeführt, die von Special Metals Corporation geliefert worden waren, und es wird angenommen, daß diese Materialien gemäß den Lehren des genannten Patents hergestellt worden waren.

Das feinkörnige Ausgangsmaterial wird typischerweise einer Behandlung durch heißisostatisches Pressen unterzogen. Dieses Verfahren besteht darin, das Material gleichzeitig hohen Temperaturen (z. B. 1093°C) und hohen externen Fluiddrucken (z. B. 103,4 MPa) auszusetzen. Ein derartiges Verfahren zum heißisostatischen Pressen weist die vorteilhafte Wirkung auf, daß die interne Mikroporosität geschlossen wird, die allgemein in Superlegierungs- Gußstücken angetroffen wird, und es kann außerdem eine vorteilhafte Wirkung auf die Gesamt-Homogenität des Materials ausüben. Eine derartige Behandlung durch heißisostatisches Pressen kann entfallen, wenn bei der beabsichtigten Endanwendung des Superlegierungs-Teils eine Porosität tolerierbar ist. Wenn ferner ein Gußverfahren zur Verfügung stünde, mit dem ein porositätsfreies Gußstück erzeugt werden könnte, wäre das heißisostatische Pressen nicht erforderlich.

Der nächste Schritt des Verfahrens ist eine Überalterungs-Wärmebehandlung. Der Zweck dieses Schritts liegt darin, ein grobes γ′-Teilchen und damit eine grobe γ′-Verteilung zu erzeugen. Es wurde entdeckt, daß eine grobe γ′-Verteilung beträchtlich die Empfindlichkeit des Materials gegenüber einer Rißbildung während des Schmiedens vermindert und außerdem den Fließwiderstand der Materialien vermindert. Eine überalterte Struktur kann dadurch erzeugt werden, daß man das Material auf einer Temperatur leicht unterhalb der γ′-Solvus-Temperatur (z. B. 5,5 bis 55°C unterhalb) über einen längeren Zeitraum hält.

Eine derartige Behandlung erzeugt eine γ′-Teilchengröße in der Größenordnung von 1 bis 2 µm. Im Gesamtzusammenhang der vorliegenden Erfindung ist dabei eine überalterte Struktur eine solche, bei der die mittlere γ′-Teilchengröße bei der Schmiedetemperatur 0,7 µm und vorzugsweise 1 µm überschreitet. Zur Gegenüberstellung ist darauf hinzuweisen, daß dann, wenn das Material einer herkömmlichen Wärmebehandlung unterzogen wird, die aus einer Lösungs- Wärmebehandlung mit nachfolgendem Quenchen und darauffolgendem Altern besteht (und zwar zum Zwecke zur Erzeugung nützlicher mechanischer Eigenschaften), daß dann die γ′-Größe geringer ist als etwa 0,5 µm.

Im Anschluß an die Überalterungs-Wärmebehandlung wird das Material isotherm geschmiedet. Der Begriff "Isothermschmieden" umfaßt Verfahren, bei denen die Formtemperatur in der Nähe der Temperatur der Vorform des Schmiedestücks (d. h. ±55 bis 110°C) liegt und bei denen die Temperaturveränderungen während des Verfahrens gering sind (d. h. ±55°C). Ein derartiges Verfahren wird unter Verwendung von Formen durchgeführt, die auf eine Temperatur in der Nähe der Werkstück-Temperatur erhitzt sind. Der Isothermschmiede-Schritt wird bei einer Temperatur in der Nähe, jedoch unterhalb der γ′-Solvustemperatur und vorzugsweise zwischen etwa 55 bis 110°C unterhalb der γ′-Solvustemperatur durchgeführt. Die Anwendung einer Schmiedetemperatur in diesem Temperaturbereich erzeugt eine teilweise rekristallisierte Mikrostruktur mit einer relativ feinen Korngröße.

Es können Routineversuche erforderlich sein, um die maximale Schmiedereduktion zu bestimmen, die während dieses Isothermschmiedens zulässig ist. Üblicherweise ist die gewünschte Endkonfiguration und die gewünschte Menge an Arbeit im Material nicht bei einem Schmiedeschritt ohne Rißbildung erreichbar. Um eine Rißbildung zu vermeiden, werden daher wenigstens zwei Schmiedestufen zusammen mit den erforderlichen zwischengeschalteten Überalterungs-Wärmebehandlungsstufen angewandt. Wenn die richtige Menge an Arbeit (wie sie durch Versuche bestimmt wurde) ausgeführt wurde, wird das Material aus der Schmiedevorrichtung entfernt und einer weiteren Wärmebehandlung oder ggf. zwei Wärmebehandlungen unterzogen. Wie in Fig. 1 gezeigt ist, ist die erste Wärmebehandlung eine solche, die eine beträchtliche Rekristallisation erzeugt (d. h. mehr als etwa 20 Vol.-%), und die zweite Wärmebehandlung ist eine weitere Überalterungs-Wärmebehandlung. Die Rekristallisations- Wärmebehandlung wird im allgemeinen unter Bedingungen durchgeführt, die denen sehr ähnlich sind, die für die Überalterungs-Wärmebehandlung erforderlich sind, so daß die beiden Wärmebehandlungen häufig kombiniert werden können. Die Rekristallisations-Wärmebehandlung wird vorzugsweise über der Temperatur des Isothermschmiedens durchgeführt, jedoch noch unterhalb der γ′-Solvustemperatur, während die Überalterungs-Wärmebehandlung unter den weiter oben erwähnten Bedingungen durchgeführt wird. Es sollte dabei beachtet werden, daß die Temperatur für die zweite Überalterungs-Wärmebehandlung nicht ganz genau die Temperatur sein kann, die für die erste Überalterungs-Wärmebehandlung optimal ist. Das ist eine Folge der leichten Veränderung der γ′-Solvustemperatur, zu der es während der Verarbeitung infolge einer erhöhten Homogenität kommen kann.

Im Anschluß an die zweite Überalterungs-Wärmebehandlung wird ein weiterer Isothermschmiede-Schritt durchgeführt. Wieder ist darauf hinzuweisen, daß die optimalen Bedingungen für den zweiten Schritt des Isothermschmiedens etwas von den Bedingungen für den ersten Isothermschmiede-Schritt abweichen können, und typischerweise kann ein größerer Deformationsgrad in der zweiten Schmiedestufe ohne Rißbildung toleriert werden. In einem Falle, wenn die gewünschte Endkonfiguration nicht unter Verwendung von zwei Isothermschmiede- Stufen erreichbar sind, können zusätzliche Schritte, die die Rekristallisations/Überalterungs-Wärmebehandlung mit anschließendem Isothermschmieden umfassen, ausgeführt werden, bis die gewünschte Konfiguration erreicht ist. Wenn einmal die gewünschte Endkonfiguration erreicht ist, wird das Material einer herkömmlichen Lösungs- Wärmebehandlung und einer Alterungsstufe unterzogen, und zwar im Hinblick auf die Erzeugung der optimalen End- γ′-Morphologie, um maximale mechanische Eigenschaften während der Verwendung zu gewährleisten.

Weitere Merkmale und Vorteile ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung und den Ansprüchen sowie aus der Figur, die Ausführungsformen der Erfindung illustriert.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand eines Beispiels weiter erläutert.

Ein Material, das 18,4% Co, 12,4% Cr, 3,2% Mo, 5% Al, 4,4% Ti, 1,4% Nb, 0,04% C, Rest im wesentlichen Nickel enthielt, wurde in Form eines zylindrischen Gußstücks mit einem Durchmesser von 12,7 cm und einer Länge von 127 cm erhalten. Die genäherte Korngröße betrug etwa ASTM-0 (0,35 mm mittlerer Korndurchmesser). Dieses Gußstück wurde von Special Metals Corporation erhalten, und es wird angenommen, daß es unter Verwendung der Lehren der US-PS 42 61 412 erzeugt wurde. Dieses Material wies eine eutektische γ′-Solvustemperatur von etwa 1204°C auf.

Das Material wurde bei 1182°C bei einem angewandten Druck von 103,4 MPa 3 h einem heißisostatischen Pressen unterzogen. Das Material wurde dann bei 1121°C 4 h überaltert und bei 1121°C unter Verwendung von Formen, die auf 1121°C erhitzt worden waren, isotherm geschmiedet. Unter Anwendung einer Verformungsgeschwindigkeit von 0,1 cm/cm/min wurde eine 50%ige Verminderung erreicht. Das Material wurde dann bei 1149°C 1 h rekristallisiert und 4 h bei 1121°C überaltert. Der Endschritt des Verfahrens war das Isothermschmieden bei 1121°C bei einer Verformungsgeschwindigkeit von 0,1 cm/cm/min, wobei eine weitere Verminderung von 40% oder eine Gesamtverminderung von 80% erreicht wurde. Es wurde ein Versuch gemacht, dieses Material ohne Durchlaufen der erfindungsgemäßen Schrittsequenz zu schmieden, wobei es bei einer 30%igen Verminderung zu einer Rißbildung kam.

Claims

1. Verfahren zum Schmieden von feinkörnigen gegossenen Superlegierungs-Materialien mit einer Korngröße von 0,35 mm oder feiner und einer Zusammensetzung von (in Gew.-%) 5-25% Co, 8-20% Cr, 1-6% Al, 1-5% Ti, 0-6% Mo, 0-7% W, 0-5% Ta, 0-5% Nb, 0-5% Re, 0-2% Hf, 0-2% V zusammen mit den Begleitelementen C, B, Zr in den üblichen Mengen, Rest Nickel, wobei die Summe der Al-Ti-Gehalte im Bereich von 4-10% und die Summe von Mo+W+Ta+Nb im Bereich von 2,5-12% liegt und wobei der Gehalt an γ′-Phase mehr als 40 Vol.-% beträgt,
dadurch gekennzeichnet, daß es die Stufen umfaßt

a) Durchführung einer Überalterungs-Wärmebehandlung leicht unterhalb der γ′-Solvus-Temperatur über einen längeren Zeitraum unter Erzeugung einer mittleren γ′-Teilchengröße von mehr als 0,7 µm,
b) Isothermschmieden des überalterten Materials und
c) Durchführung einer Rekristallisations-Wärmebehandlung und einer neuerlichen Überalterungs-Wärmebehandlung und Isothermschmieden des erhaltenen, neuerlich überalterten Materials.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Überalterungs-Wärmebehandlung bei Temperaturen im Bereich von 5,5-55°C unterhalb der γ′-Solvus-Temperatur durchgeführt wird und das Isothermschmieden bei Temperaturen im Bereich von 55-110°C unterhalb der γ′-Solvus-Temperatur durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Ausgangsmaterial vor der Überalterungs-Wärmebehandlung zur Verminderung seiner Porosität einer Behandlung durch heiß-isostatisches Pressen unterzogen wird.