DE3445996A1

DE3445996A1 - Legierung zur herstellung von einkristall-gusswerkstuecken

Info

Publication number: DE3445996A1
Application number: DE19843445996
Authority: DE
Inventors: David Alan Yatton Near Bristol Ford; Anthony David Brislington Bristol Hill; Ian Robert Stoke Bishop Bristol Pashby
Original assignee: Rolls Royce PLC
Current assignee: Rolls Royce PLC
Priority date: 1983-12-24
Filing date: 1984-12-17
Publication date: 1985-08-14
Anticipated expiration: 2004-12-18
Also published as: JPH0696750B2; JPS60155637A; US4853044A; FR2557143A1; FR2557143B1; GB2151659A; DE3445996C2; GB2151659B

Description

Rolls-Royce Limited,
65 Buckingham Gate, London SW1E 6AT, England

Legierung zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken

Die Erfindung betrifft eine Legierung zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken sowie ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung und aus einer solchen Legierung hergestellte Gußwerkstücke.

Gußlegierungen auf Nickelbasis und insbesondere die sogenannten Superlegierungen auf Nickelbasis finden weitverbreitete Anwendung für Gußwerkstücke, von denen eine hohe· Temperaturbeständigkeit verlangt wird. Einsatzgebiete solcher Gußwerkstücke sind hauptsächlich die heißeren Teile von Gasturbinentriebwerken. In den letzten Jahren hat man erkannt, daß man eine v/eitere Verbesserung hinsichtlich der Einsatzmöglichkeiten solcher Gußwerkstücke wie beispielsweise Turbinenschaufeln unter extremen Einsatzbedingungen dadurch erreichen kann, daß diese Werkstücke als Einkristall-Gußwerkstücke statt in der herkömmlichen multikristallinen Form hergestellt werden. Im allgemeinen zeichnen sich Einkristall-Gußwerkstücke durch größere Hochtemperatur-Standzeiten und höhere Festigkeit als entsprechende gleichachsige multikristalline Gußwerkstücke aus.

Die gegenwärtig verwendeten Superlegierungen auf Nickelbasis stellen hochentwickelte Zusammensetzunqen dar, die speziell im Hinblick auf das Erreichen eines Optimums der gleichachsigen multikristallinen Gußgefügestruktur ausgelegt sind, in welcher sie verwendet werden. Wenn diese Werkstoffe in ihrer Standardform zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken verwendet werden, werden ihre Eigenschaften durch das Vorhandensein und die mengenmäßigen Anteile einer Anzahl von Bestandteilen beeinträchtigt, deren hauptsächliche Aufgabe in einer Bewältigung der Schwächen einer multikristallinen Gefügestruktur liegt. Es sollte jedoch möglich sein, neue Legierungen zu finden, die besser auf den Einsatz zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken zugeschnitten sind.

Bekannte Legierungen, wie sie bisher für Einkristall-Verwendungen zubereitet werden, sind durch ihre hohe Festigkeit gekennzeichnet, haben aber in der Mehrzahl den Nachteil einer geringeren Zähigkeit als herkömmliche, gleichachsig gegossene Superlegierungen, was wiederum eine nachteilige Auswirkung auf ihre Schlagfestigkeit hat. Außerdem neigen diese bekannten Legierungen zur Entstehung von Gießfehlern wie beispielsweise Flecken und Abspaltungen, und ihre Wärmebehandlung ist schwierig. Um die optimalen Materialeigenschaften bei einem Einkristall-Gußwerkstück zu erhalten, ist es notwendig, eine Lösungs- und Homogenisierungswärmebehandlung zur Verfeinerung der metallurgischen Gefügestruktur durchzuführen. Die Temperatur, bei welcher diese Wärmebehandlung aufgeführt wird, muß oberhalb der Gamma-Primärsolvustemperatur der Legierung und unterhalb der Soldiustemperatur der Legierung liegen. Die demzufolge verfügbare Temperaturdifferenz wird im allgemeinen als das Temperaturfenster der Legierung bezeichnet. Aus Fertigungsgründen sollte das Temperaturfenster eine Aus-

dehnung von mindestens 20 °C haben. Herkömmliche Einkristall-Legierungen haben jedoch Temperaturfenster, die unzweckmäßigerweise sehr nahe an diesem Wert liegen, und nur sehr

wenige bekannte Legierungen haben ein Temperaturfenster, dessen Ausdehnung 28 C überschreitet.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken geeignete Superlegierung auf Nickelbasis zu schaffen, die eine hohe Festigkeit, eine verbesserte Gießfähigkeit, eine hohe Zähigkeit und ein breites Wärmebehandlungs-Temperatürfenster hat.
10

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung durch die im kennzeichnenden Teil des Anspruchs 1 angegebene Legierung gelöst.

Bevorzugte Ausführungsformen der erfindungsgemäßen Legierung sind Gegenstand der Ansprüche 2 und 3.

Ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach der Erfindung ist Gegenstand der Ansprüche 4 und 5. 20

Die Erfindung erstreckt sich auch auf ein aus einer erfindungsgemäßen Legierung hergestelltes Einkristall-Gußwerkstück.

Beispiele von erfindungsgemäßen Legierungen auf Nickelbasis sind in der nachstehenden Tafel als Legierungen C und D angegeben. Diese erfindungsgemäßen Legierungen C und D wurden durch Schmelzen einer aus den aufgelisteten Bestandteilen bestehenden Charge in einem Vakuumofen hergestellt, wonach die Schmelze in eine geeignete Form gegossen und dann die Erstarrungsgeschwindigkeit und die Erstarrungsbedingungen im Hinblick auf die Herstellung eines Einkristall-Gußwerkstücks gesteuert wurden. Zum Gießen von Einkristall-Gußwerkstücken aus Legierungen nach der Erfindung stehen zahlreiche an sich bekannte Gießverfahren auf dem Gebiet der Einkristall-Gießtechnik

zur Verfügung. Das jeweils erhaltene Gußwerkstück hatte die in der folgenden Tafel angegebene Zusammensetzung. Bei der ebenfalls in der Tafel angegebenen Legierung A handelt es sich um eine bekannte Einkristall-Superlegierung auf Nickelbasis mit hoher Zähigkeit und bei der Legierung B um eine bekannte gleichachsige multikristalline Superlegierung-auf Nickelbasis.

	O	co	Q)	-P	+J
		Q)		to	ω
		CU		φ	Q)
	•Η		co		(Z
		CM		CU	Cu
		O	».	CU	CU
			O
		O	in	O	O
			I—		VD
		O
df	ΠΙ			in	in
I
			in	CN	CM
			°I
U	Λ	O	O
C				OO	O
■Η			■	O*
Q)			I
r^ •Η	O			VO	O
Q)					CN
+J
Τ3			I
C		I		CO	O
(O	I I
-μ	M υ		O	O	τ—
Bes	8	O	I
			1		in
			in	ro	O
		in	in	ro	ro
		in	m	CO	O
		O	σ\	m	VO
		O τ—·	O	O	O
		O	in	O	CTi
	in		O	O
Bun		PQ	O	O τ—
U Q)	<<
•Η			U	Q
Cn
Q)
κ!

3A45996

Es ist klar, daß gewöhnlich eine Wärmebehandlung der gegossenen Superlegierungs-Gußwerkstücke wünschenswert ist, um die opitmalen Eigenschaften für den Einsatz der Bauteile zu erreichen. Die erfindungsgemäßen Legierungen stellen diesbezüglich keine Ausnahme dar und eine geeignete Lösungs- und Homogenisierungswärmebehandlung ist notwendig, um die metallurgische Gefügestruktur der Legierungen zu verfeinern. Im Falle der Einkristall-Legierungen A, C und D umfaßt diese Maßnahme eine Lösungswärmebehandlungsphase zur Erwärmung der Legierung auf eine Temperatur oberhalb der Gamma-Primärsolvustemperatur der Legierung, aber unterhalb ihrer Solidustemperatur, worauf eine Homogenisierungswärmebehandlungsphase folgt. Dies bedeutet typischerweise eine Erwärmung der Legierung auf eine Temperatur oberhalb 125O°C, aber unterhalb der Solidustemperatur für etwa 1 bis 5 Stunden, wonach das Halten auf einer Temperatur von 1100⁰C während 1 Stunde und das Halten auf einer Temperatur von 85O°C während 16 Stunden folgt. Bei den folgenden Untersuchungen wurden alle Proben der Legierungen A, C und D so behandelt. Im Falle der Legierung B sind die angegebenen Ergebnisse aus Veröffentlichungen über eine in geeigneter Weise wärmebehandelte Legierung B entnommen.

wie schon oben erwähnt, sollten die Wärmebehandlungs-Temperatur fenster von Einkristall-Superlegierungen auf Nickelbasis möglichst groß sein, um eine wirksame Wärmebehandlung bei normalen Fertigungsbedinungen, d.h. bei Bedingungen mit normalem Genauigkeitsaufwand, sicherzustellen. Im Falle der Einkristall-Legierung C nach der Erfindung reicht das Lösungswärmebehandlungs-Temperaturfenster von 1245°C bis 128O°C, was eine Ausdehnung des Temperaturfensters von 35°C bedeutet, und im Falle der erfindungsgemäßen Legierung D reicht dieses Wärmebehandlungstemperaturfenster von 1255°C bis 128O°C, hat also eine

'S

3U5996

Ausdehnung von 25 C. Daraus ist also ersichtlich, daß die Einkristall-Superlegierungen C und D nach der Erfindung Wärmebehandlungs-Temperaturfenster mit größerer Ausdehnung als dem für Fertigungszwecke notwendigen Minimalwert von 20° C haben. Die tatsächlichen Lösungswärmebehandlungstemperaturen für die Legierungen C und D liegen bei 1260 C bzw. bei 1265°C.

Legierungen nach der Erfindung werden gehärtet mit GammaprimärausScheidungen der allgemeinen Form (Ni₃(M)), wobei M Aluminium, Titan, Niob, Tantal, Vanadium ist. Die Kombination der Bestandteile ist so abgestimmt, daß sich ein Volumenanteil zwischen 60 % und 75 % Gammaprimär-(Ni-(M)) und minimalen Gamma/Gamma-Primärgitterbaufehlern in der Legierung ergibt. Die Legierung C weist einen Primärgamma-Volumenanteil von 62 % und die Legierung D einen Volumenanteil von 68 % auf. Durch die geringen Gitterbaufehler sind stabile Gamma-Primärausscheidungen bei hohen Temperatüren sichergestellt, wodurch sich eine hohe Temperaturfestigkeit ergibt. Eine weitere Vergrößerung der Hochtemperaturfestigkeit erhält man durch begrenztes Härten mit schwer schmelzbaren Elementen. Daher sollte der zusammengenommene Gewichtsanteil der schwerschmelzbaren Elemente Wolfram, Molybdän und Tantal im Bereich von 2,5 bis 8 Gewichtsprozent der Gesamtlegierung liegen. Durch Beschränkung des Ausmaßes der Härtung mit schwer schmelzbarem Metall bei Aufrechterhaltung der Hochtemperaturfestigkeit mit einer stabilen Ausscheidung weisen Legierungen nach der Erfdinung eine ebensogute Festigkeit wie die Mehrzahl der herkömmlichen Einkristall-Legierungen auf, zeichnen sich aber durch eine größere Zähigkeit und dadurch durch eine überragende Schlagfestigkeit auf.

Die Korrosionsbeständigkeit von Legierungen nach der Erfindung wird durch das Vorhandensein von 8 bis 15 Gewichtsprozent Chrom gewährleistet. Kobalt wird in einem

Anteil von 5 bis 15 Gewichtsprozent der Legierung beigegeben, um die Bildung schädlicher topologisch dichtgepackter Phasen zu verhindern und eine zusätzliche Matrixfestigkeit zu erzeugen.

Vanadium ist im Bereich von bis zu 2 Gewichtsprozent vorhanden und dient der Steuerung des Wärmebehandlungs-Temperatur fensters. Eine zusätzliche Steuerung des Wärmebehandlungs-Temperaturfensters erfolgt dadurch, daß sichergestellt wird, daß der Volumenanteil der Gamma-Primärausscheidung 75 % nicht übersteigt.

Bei Untersuchungen von Legierungen nach der Erfindung wurden Probestücke aus der erfindungemäßen Legierung C in Einkristallform hergestellt und verschiedene ihrer Eigenschaften bestimmt und mit denjenigen der bekannten Einkristall-Legierung A und der bekannten gleichachsigen multikristallinen Legierung B verglichen. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in den anliegenden Zeichnungen dargestellt, in welchen zeigt:

Fig. 1 ein Larson-Miller-Diagramm des

Zugbruchverhaltens,

Fig. 2 ein Diagramm der Zugfestigkeits

eigenschaften,

Fig. 3 ein Diagramm der Schlagfestigkeitseigenschaften nach verschiedenen Vorbehandlungen,

Fig. 4 ein Diagramm der Dauerschwing-

fertigkeit

Fig. 5 eine graphische Darstellung der

Ergebnisse von Oxidationsversuchen in unbewegter Luft, und

ι¹'-.:

Fig. 6 ein Diagramm, das die Ergebnisse von

mit Salz beschleunigten Korrosionsversuchen in einem Ofen zeigt.

Fig. 1 zeigt eine graphische Darstellung, die in der Metallurgie als Larson-Miller-Diagramm bekannt ist. Sie zeigt in graphischer Form den Zusammenhang zwischen der in logarithmischein Maßstab aufgetragenen Spannung und dem Larson-Miller-Parameter P, der das Produkt der Versuchstemperatur T und der Summe des Logarithmus der Zeit t bis zum Bruch plus einer Konstanten (im vorliegenden Fall 20) darstellt. Dieser Parameter ist mit einem Skalenfaktor (im vorliegenden Fall 1O~ ) multipliziert.

Diese graphische Darstellung stellt eine zweckmäßige Möglichkeit zur Beschreibung der Zugbrucheigenschaften der Legierungen dahingehend dar, daß der Zusammenhang von drei Parametern, nämlich der Zeit bis zum Bruch bei einer gegebenen Temperatur und einem gegebenen Spannungswert, dargestellt ist.

Zusätzlich zum Parameter P ist ersichtlich, daß die tatsächlichen Werte der Temperatur für gegebene Zeiten bis zum Bruch als alternative Ordinaten in Fig. 1 angegeben sind. Dies läßt die physikalischen Wirkungen des Parameters leichter sichtbar werden.

Zur Erstellung der graphischen Darstellung nach Fig. wurden die Daten für die Legierungen Λ und B zum Erstellen der strichpunktierten bzw. der durchgezogenen Linie verwendet, während Standard-Zugbruchversuche mit der Einkristall-Probe C zur Gewinnung der durch eingekreiste Punkte angegebenen Einzelergebnisse benutzt wurden. Es ist ersichtlich, daß die Ergebnisse für die Legierungen A und B nahe beieinander liegen und daß die Standzeiten dieser beiden Legierungen die Standzeit der Legierung B bei allen Versuchsbedingungen deutlich übersteigen.

3A45996

Während die Niedertemperaturfestigkeit der Legierung C ähnlich derjenigen der Legierung A ist, hat die Legierung C jedoch eine bessere Hochtemperaturfestigkeit. Tatsächlich beträgt die Verbesserung bei einer Temperatur von 1050 C das 3,4-fache der Bruchstandzeit, was einer Temperaturverbesserung von 27 C gegenüber der Legierung A entspricht.

Das Säulendiagramm nach Fig. 2 zeigt die Zugbruchfestigkeit und die 0,2-%-Dehngrenze der Legierungen A, B und CEs ist ersichtlich, daß die Ergebnisse für die Einkristall-Legierungen A und C besser als diejenigen für die gleichachsige multikristalline Legierung B sind, und daß die erfindungsgemäße Legierung C bessere Eigenschaften als die bekannte Einkristall-Legierung A hat. Tatsächlich bringt die erfindungsgeraäße Legierung C eine im Bereich von 30 % liegende Verbesserung der 0,2-%-Dehngrenze gegenüber der Legierung A.

Das Säulendiagramm nach. Fig. 3 zeigt die Schlagfestigkeitseigenschaften der Legierungen A, B und C, die nach einem Standardversuch ermittelt worden sind, wobei die beim Brechen einer Standardprobe absorbierte Energie gemessen wird. Die Versuche wurden bei Raumtemperatur und bei hoher Temperatur durchgeführt, und bei den Raumtemperaturversuchen wurden auch Proben verwendet, die während den angegebenen Zeiten auf hohen Temperaturen gehalten worden waren. Aus den Ergebnissen wird deutlich, daß die Einkristall-Legierungen A und C bessere Schlagfestigkeitseigenschaften als die multikristalline Legierung B haben, was auf ihre große Zähigkeit zurückzuführen ist. Die bekannte Legierung A hat dabei bessere Schlagfestigkeitseigenschaften als die erfindungsgemäße Legierung C. Jedoch hat die Legierung A ungewöhnliche

Zähigkeitseigenschaften, und ira allgemeinen haben Einkristall-Legierungen Zähigkeitswerte, die ähnlich oder niedriger als diejenigen der multikristallinen Legierung B sind. Tatsächlich ergaben bei 900⁰C mit Proben von 7,2 mm Durchmesser durchgeführte Charpy-Versuche mit der erfindungsgemäßen Legierung C und einer herkömmlichen • Einkristall-Legierung für die Legierung C einen Energieabsorptionswert von 60 J, für die herkömmliche Legierung dagegen nur von 25 J.

Fig. 4 zeigt die Ergebnisse von Versuchen zur Bestimmung der Dauerschwingfestigkeitseigenschaften der Legierungen Λ, B und C. Die Versuche umfassen eine Dauerschwingbeanspruchung einer Probe mit Lastspielen zwischen einem maximalen und einem minimalen Spannungspegel, während die Probe auf einer Temperatur von 800 C gehalten wurde. Aus diesen Ergebnissen wurden die Lastpegel ermittelt, die Lastspielhäufigkeiten von 10 ,

7 8
10 und 10 Lastspielen ergaben. Aus den Versuchsergebnissen ist ersichtlich, daß sich die Dauerschwingfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung C nicht wesentlich von den Ergebnissen für die Legierungen A und B unterscheiden. Jedoch zeigen die Ergebnisse deutlich, daß die Legierung C sich zumindest mit den Legierungen A und B messen kann.

In Fig. 5 sind die Ergebnisse von Oxidationsversuchen der nackten Legierungen bei einer Temperatur von 1O5O°C in unbewegter Luft dargestellt. Diese Versuche zeigen deutlich, daß die erfindungsgemäße Legierung C gegenüber den bekannten Legierungen A und B eine überragende Oxidationsbeständigkeit hat.

Schließlich zeigt Fig. 6 die Ergebnisse von in einem Ofen durchgeführten, mit Salz beschleunigten Korrosions-

versuchen. Diese Ergebnisse zeigen, daß die bekannte Einkristall-Legierung A gegenüber der bekannten gleichachsigen multikristallinen Legierung B eine bessere Oxidationsbeständigkeit hat, daß allerdings die erfindungsgemäße Legierung C gegenüber beiden bekannten Legierungen eine überragende Korrosionsbeständigkeit aufweist.

Eine Prüfung der aus der erfindungsgemäßen Legierung C gegossenen Proben vor Durchführung der oben erläuterten Versuche zeigte, daß diese Proben für die als Flecken und Abspaltungen bekannten Gießfehler nicht anfällig sind. Vermutlich ist dies auf den niedrigen Anteil der schwerschmelzenden Elemente in der Legierung zurückzuführen.

Die Legierungen nach der Erfindung haben also eine gute Gießfähigkeit, ein breites Wärmebehandlungs-Temperaturfenster, eine gute Schlagfestigkeit und Dehnungszähigkeit im Vergleich mit vorhandenen Einkristall-Superlegierungen auf Nickelbasis. Darüberhinaus haben sie eine höhere Beständigkeit gegenüber Korrosion und Oxidation.

Claims

Patentansprüche

1. Legierung zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken, gekennzeichnet durch folgende gewichtsmäßige Zusammensetzung:

Chrom 8 bis 15 %

Aluminium 5 bis 7 %

Titan 2 bis 5 %

Niob 0,1 bis 2 %

Molybdän 0 bis 8 %

Tantal 1 bis 8 %

Wolfram 0 bis 8 %

Kobalt 5 bis 15 %

Vanadium 0 bis 2 %

Kohlenstoff 0 bis 0,05 %

Rest Nickel plus Verunreinigungen

wobei der zusammengenommene Anteil von Wolfram, Molybdän und Tantal 2,5 bis 8,0 % beträgt und die Anteile von Aluminium, Titan, Niob, Tantal und Vanadium derart abgestimmt sind, daß sie zusammen einen Volumenanteil von 60 bis 75 % an Gamma-Primär-(Ni₃3(M)), wobei M Aluminium, Titan, Niob, Tantal, Vanadium ist, und außerdem minimale Gamma/Gamma-Primärgitterbaufehler ergeben.

3U5996

2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende gewichtsmäßige Zusammensetzung:

10

Chrom 10,0 Aluminium 5,8 Titan 2,5 Niob 0,8 Molybdän 1,6 Tantal 1,6 Wolfram 3,3 S Kobalt 10,0 Vanadium 0,8 Kohlenstoff 0,01

Rest Nickel plus Verunreinigungen 15

3. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende gewichtsmäßige Zusammensetzung:

20 25

Chrom 9,0 % Aluminium 6,0 % Titan 2,5 % Niob 1,0 % Molybdän 1,5 % Tantal 2,0 % Wolfram 3,0 % Kobalt 10,0 % Vanadium 1,0 % Kohlenstoff 0,01 %

Rest Nickel plus Verunreinigungen

-Λ

4. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß zunächst eine die genannten Bestandteile aufweisende Schmelze hergestellt und anschließend die Schmelze unter Steuerung der Erstarrungsgeschwindigke.it und der Erstarrungsbedingungen derart zur Erstarrung gebracht wird, daß ein Einkristall mit der Legierungszusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 3 gebildet wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die erstarrte Legierung einer Wärmebehandlung unterzogen wird, wobei die Legierung während einer Zeit von 1 bis 5 Stunden auf eine Temperatur zwischen 125CLC und der Solidustemperatur erwärmt wird, wonach die Legierung während einer Stunde auf 1100°C und während 16 Stunden auf 85O°C gehalten wird.

6. Aus einer Legierung nach eineir der Ansprüche 1 bis 3 hergestelltes Einkristall-Gußwerkstück.