DE3445996C2

DE3445996C2 - Einkristall-Gußwerkstück aus einer Nickelbasis-Legierung und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE3445996C2
Application number: DE3445996A
Authority: DE
Inventors: David Alan Ford; Anthony David Hill; Ian Robert Pashby
Original assignee: Rolls Royce PLC
Current assignee: Rolls Royce PLC
Priority date: 1983-12-24
Filing date: 1984-12-17
Publication date: 1996-10-17
Anticipated expiration: 2004-12-18
Also published as: GB2151659A; DE3445996A1; JPH0696750B2; FR2557143A1; FR2557143B1; JPS60155637A; US4853044A; GB2151659B

Description

Die Erfindung betrifft ein Gußwerkstück aus einer Nickelbasis- Legierung mit Einkristallstruktur sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.

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 weitere 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 Superliegierungen auf Nickelbasis stellen hochentwickelte Zusammensetzungen dar, die speziell im Hinblick auf das Erreichen eines Optimums der gleichachsigen multikristallinen Gußgefügestruktur ausgelegt sind. Würden solche Legierungen zur Herstellung von Einkristall-Gußwerkstücken verwendet, würden ihre Eigenschaften durch das Vorhandensein und die mengenmäßigen Anteile eine Anzahl von Bestandteilen beeinträchtigt, deren hauptsächliche Aufgabe in einer Bewältigung der Schwächen einer multikristallinen Gefügestruktur liegt.

Aus der DE-AS 12 33 609 ist eine Nickel-Chrom-Legierung mit dem Hauptbestandteil Nickel bekannt, die härtende Elemente enthält und für den Einsatz unter hohen Spannungen und hohen Temperaturen, nämlich beispielsweise zur Herstellung von Gasturbinenbauteilen, vorgesehen ist. Sie enthält außer Nickel und Chrom noch Anteile von Aluminium, Titan, Kohlenstoff und gegebenenfalls weitere Legierungsbestandteile. Durch ein besonderes Lösungsglühen mit langsamem gesteuertem Abkühlen soll eine besondere Gefügestruktur des multikristallinen Gefüges erreicht werden.

Bekannte Legierungen, wie bisher für Einkristall- Verwendeungen 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 Lösungstemperatur der Gammaphase 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 Ausdehnung 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.

Eine bekannte Einkristallgußlegierung der oben erwähnten Art ist in der GB 2 071 695 A beschrieben und strebt eine Optimierung im Hinblick auf den Einsatz bei hohen Temperaturen bei hohen Spannungen und Korrosionsangriff an und hat folgende gewichtsmäßige Zusammensetzung:

7 bis 13% Chrom
5 bis 7% Aluminium
2 bis 5% Titan
4 bis 16% Kobalt
1 bis 4% Molybdän und/oder Ruthenium
0 bis 2% Vanadium
0,015 bis 0,05% Kohlenstoff
Rest Nickel+unvermeidliche Verunreinigungen.

Eine weitere bekannte Einkristallgußlegierung ergibt sich aus der GB 2 105 369 A, die insbesondere eine relativ niedrige Dichte bei hinreichenden Festigkeits- und Temperaturbeständigkeitseigenschaften anstrebt und folgende gewichtsmäßige Zusammensetzungen aufweist:

7 bis 13% Chrom
2 bis 15% Kobalt
0,2 bis 5% Titan
4,5 bis 6,7% Aluminium
7 bis 12% Wolfram
0 bis 1% Niob
0 bis 1% Molybdän
1,5 bis 5% Tantal
0 bis 2% Hafnium
0,015 bis 0,05% Kohlenstoff
0 bis 0,01% Bor
0 bis 0,05% Zirkonium
Rest Nickel+unvermeidliche Verunreinigungen.

Diese Druckschrift schlägt eine anfängliche Wärmebehandlung einer solchen Legierung bei 1300 bis 1320°C mit anschließendem Abkühlen auf Raumtemperatur und Altern der Legierung bei einer Temperatur von etwa 870°C vor. Das Temperaturfenster für die Wärmebehandlung hat hier also eine Ausdehnung von 20°C

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Einkristall-Gußwerkstücke aus einer geeigneten Superlegierung auf Nickelbasis zu schaffen, die bei hoher Festigkeit noch verbesserte Eigenschaften gegenüber den bisher bekannten Einkristall-Gußwerkstücken und insbesondere auch ein breiteres Wärmebehandlungs- Temperaturfenster haben.

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung durch ein Gußwerkstück nach Patentanspruch 1 gelöst.

Während bei den genannten bekannten Legierungen die Verfestigung vorwiegend eine Matrixhärtung durch feste Lösung hochschmelzender Elemente wie Wolfram, Tantal und Molybdän erfolgt, erhält die erfindungsgemäße Legierung ihre Festigkeit vorwiegend durch Ausscheidungshärtung, nämlich durch Bildung der Gammaphase unter Verwendung von Ausscheidungshärtebildnern wie Aluminium, Titan und Vanadium.

Vergleichsversuche haben gezeigt, daß die erfindungsgemäße Legierung gegenüber einer Legierung nach der GB 2 071 695 A eine überragende Zeitstandsfestigkeit im Temperaturbereich von 750°C bis 1050°C, eine bessere Schlagfestigkeit trotz eines Zähigkeitstiefpunkts im Bereich von 750°C, ein breiteres Wärmebehandlungsfenster mit einer Ausdehnung von mindestens 30°C bis 40°C, und zum Teil wesentlich bessere Ergebnisse bei Oxidationsversuchen der blanken Legierung bei 1050°C aufweist, und dies bei mindestens gleich guter Zugbruchfestigkeit und 0,2%-Dehngrrenze sowie ausgezeichnetem Oxidations- und Korrosionsverhalten.

Bevorzugte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Gußwerkstücks sind Gegenstand der Ansprüche 2 und 3.

Ein Verfahren zur Herstellung eines Gußwerkstücks nach der Erfindung ist Gegenstand des Anspruchs 4.

Beispiele von Legierungen für erfindungsgemäße Gußwerkstücke 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 Legierungen 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.

Es ist klar, daß gewöhnlich eine Wärmebehandlung der gegossenen Superlegierung-Gußwerkstücke wünschenswert ist, um die optimalen Eigenschaften für den Einsatz der Bauteile zu erreichen. Die vorliegenden 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 Lösungstemperatur der Gammaphase der Legierung, aber unterhalb ihrer Solidustemperatur, worauf eine Homogenisierungswärmebehandlungsphase folgt. Dies bedeutet typischerweise eine Erwärmung der Legierung auf eine Temperatur oberhalb 1250°C, aber unterhalb der Solidustemperatur für etwa 1 bis 5 Stunden, wonach das Halten auf einer Temperatur von 1100°C während 1 Stunde und das Halten auf einer Temperatur von 850°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- Temperaturfenster von Einkristall-Superlegierungen auf Nickelbasis möglichst groß sein, um eine wirksame Wärmebehandlung bei normalen Fertigungsbedingungen, d. h. bei Bedingungen mit normalem Genauigkeitsaufwand, sicherzustellen. Im Falle der Einkristall-Legierung C nach der Erfindung reicht das Lösungswärmebehandlungs-Temperaturfenster voin 1245 bis 1280°C, was eine Ausdehnung des Temperaturfensters von 35°C bedeutet, und im Falle der erfindungsgemäßen Legierung D reicht dieses Wärmebehandlungstemperaturfenster von 1255°C bis 1280°C, hat also eine 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 für Gußwerkstücke nach der Erfindung werden gehärtet mit Ausscheidungen der Gammaphase 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% Gammaphase (Ni₃(M)) und minimalen durch Gammaphase verursachten Gitterbaufehlern in der Legierung ergibt. Die Legierung C weist einen Gammaphasen-Volumenanteil von 62% und die Legierung D einen Volumenanteil von 68% auf. Durch die geringen Gitterbaufehler sind stabile Ausscheidungen der Gammaphase bei hohen Temperaturen sichergestellt, wodurch sich eine hohe Temperaturfestigkeit ergibt. Eine weitere Vergrößerung der Hochtemperaturfestigkeit erhält man durch begrenztes Härten mit hochschmelzenden Elementen. Daher sollte der zusammengenommene Gewichtsanteil der hochschmelzenden Elemente Wolfram, Molybdän und Tantal im Bereich von 2,5 bis 8 Gew.-% der Gesamtlegierung liegen. Durch Beschränkung des Ausmaßes der Härtung mit hochschmelzendem Metall bei Aufrechterhaltung der Hochtemperaturfestigkeit mit einer stabilen Ausscheidung weisen Legierungen nach der Erfindung 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 Gew.-% Chrom gewährleistet. Kobalt wird in einem Anteil von 5 bis 15 Gew.-% 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- Temperaturfensters. Eine zusätzliche Steuerung des Wärmebehandlungs- Temperaturfensters erfolgt dadurch, daß sichergestellt wird, daß der Volumenanteil der Ausscheidungen der Gammaphase 75% nicht übersteigt.

Bei Untersuchungen von Gußstücken aus Legierungen nach der Erfindung wurden Probestücke aus der erfindungsgemäßen 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 Zugfestigkeitseigenschaften,

Fig. 3 ein Diagramm der Schlagfestigkeitseigenschaften nach verschiedenen Vorbehandlungen,

Fig. 4 ein Diagramm der Dauerschwingfertigkeit,

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Ergebnisse von Oxidationsversuchen in unbewegter Luft, und

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 logarithmischem 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 10^-3) 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. 1 wurden die Daten für die Legierungen A 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.

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 3,4fache 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 C. Es 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 erfindungsgemäße 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 mulktikristalline 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 im allgemeinen haben Einkristall- Legierungen Zähigkeitswerte, die ähnlich oder niedriger als diejenigen der multikristallinen Legierung B sind. Tatsächlich ergaben bei 900°C 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 Energie absorptionswert 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 A, 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 10⁶, 10⁷ und 10⁸ 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 1050°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 Oxidationsdbeständigkeit 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 für Gußwerkstücke 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. Darüber hinaus haben sie eine höhere Beständigkeit gegenüber Korrosion und Oxidation.

Claims

1. Gußwerkstück aus einer Nickelbasis-Legierung mit Einkristallstruktur und folgender gewichtsmäßiger Zusammensetzung: Chrom|9-10% Aluminium 5,8-6% Titan 2,5% Niob 0,8-1,0% Molybdän 1,5-1,6% Tantal 1,6-2,0% Wolfram 3,0-3,3% Kobalt 10% Vanadium 0,8-1,0% Kohlenstoff 0,01% Rest Nickel plus Verunreinigungen

wobei der Volumenanteil der Gamma′-Phase (Ni₃(M)) in der Legierung zwischen 62 und 68% beträgt, wobei M Aluminium, Titan, Niob, Tantal oder Vanadium bedeutet.

2. Gußwerkstück nach Anspruch 1, mit folgender gewichtsmäßiger Legierungszusammensetzung: Chrom|10% Aluminium 5,8% Titan 2,5% Niob 0,8% Molybdän 1,6% Tantal 1,6% Wolfram 3,3% Kobalt 10,0% Vanadium 0,8% Kohlenstoff 0,01% Rest Nickel plus Verunreinigungen

3. Gußwerkstück nach Anspruch 1 mit folgender gewichtsmäßiger Legierungszusammensetzung: Chrom|9,0% Aluminium 6,0% Titan 2,5% Niob 1,0% Molybdän 1,5% Tantal 2,0% Kobalt 10,0% Vanadium 1,0% Kohlenstoff 0,01% Rest Nickel plus Verunreinigungen

4. Verfahren zur Herstellung eines Gußwerkstücks nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das aus der angegebenen Legierung gegossene Gußstück nach dem Gießen während 1 bis 5 Stunden auf einer Temperatur zwischen 1250°C und der Solidustemperatur der Legierung und anschließend während einer Stunde auf 1100°C und sodann während 16 Stunden auf 850°C geglüht wird.