DE3542882C2

DE3542882C2 -

Info

Publication number: DE3542882C2
Application number: DE3542882A
Authority: DE
Inventors: Kenneth Spring Lake Mich. Us Harris; Gary L. Muskegon Mich. Us Erickson
Original assignee: Cannon Muskegon Corp
Current assignee: Cannon Muskegon Corp
Priority date: 1984-12-04
Filing date: 1985-12-04
Publication date: 1990-05-03
Also published as: GB2208169A; BE903792A; DE3542882A1; FR2625255A1; GB2208169B; GB8529808D0; IT8548872A0; US4721540A; FR2625255B1

Description

Die Erfindung bezieht sich auf eine Einkristallsuperlegierung auf Nickelbasis, insbesondere auf eine Legierung mit vergleichsweise niedriger Dichte. Die Legierung nach der Erfindung gehört in die Gruppe der Superlegierungen, die den Betrieb bei hoher Temperatur und unter hoher Beanspruchung ermöglichen, wobei das Hauptanwendungs gebiet der erfindungsgemäßen Legierung der Guß von Turbinenschaufeln für Flugzeugturbinenmaschinen ist.

Es ist von zunehmender Wichtigkeit, daß Flugzeugturbinenmaschinen eine lange Lebensdauer aufweisen. Gestiegene Betriebskosten, beispiels weise die Kraftstoffpreissteigerung, begünstigen die Wichtigkeit der Überlegungen bezüglich der Maschinenlaufdauer und reduzieren wesentlich den Wunsch auf die Weiterverwendung alter Maschinen, obwohl diese funktionsmäßig noch gesund sind. Jedoch sind die Kosten für den Ersatz solcher Maschinen sehr hoch und daher ist dieser Ersatz nicht praktikabel.

Unter den Faktoren, die die Leistung der Maschinen nach neuer Technologie verbessert haben, befindet sich die Fähigkeit der in solchen Maschinen verwendeten Turbinenlegierungen, bei höheren Temperaturen und Beanspruchungen zu arbeiten. Diese verbesserte Fähigkeit ergibt sich im wesentlichen aus dem Einsatz von Einkristall superlegierungen für die gleichachsigen Superlegierungen. Jedoch sind die neuen Einkristallegierungen im allgemeinen dichter, so daß daraus hergestellte Bauteile Zentrifugalkräfte zur Folge haben, welche potentiell die Entwurfsbeschränkungen einige der alten im Betrieb befindlichen Maschinen überschreiten.

Die Strukturen einiger der älteren Turbinenmaschinen, einschließlich Turbinenscheiben, -wellen, -lagern, -trägern oder -stützen vermögen jedoch den Zentrifugalkräften der neueren, dichteren Hochleistungs einkristallsuperlegierungen bei Geschwindigkeiten nicht zu widerstehen, die die Verwendung solcher Legierungen vorteilhaft machen würden. Infolgedessen muß die Geschwindigkeit der Maschinen herabgesetzt werden, wodurch die potentielle Wirkungsgradsteigerung, die sonst dem Umbau solcher Maschinen rechtfertigen würde, ins Gegenteil verkehrt wird. Bei älteren Maschinen führt dies weiter dazu, den Wunsch nach Umbau derselben zu reduzieren. Im Falle von Maschinen jüngerer Bauart kann dieser Versuch das Maschinenpotential für eine Funktionsverbesserung ganz oder teilweise ins Gegenteil verkehren.

Durch die Erfindung wird eine Superlegierung niedriger Dichte ge schaffen, welche für das Gießen von Einkristallturbinenschaufeln besonders geeignet ist. Erreicht wird dies unter Beibehaltung vieler wünschenswerter funktioneller Eigenschaften der dichteren hoch qualifizierten Einkristallsuperlegierungen, die jetzt in neueren Maschinen Verwendung finden, welche ursprünglich dazu ausgelegt sind, den höheren aus dieser Verwendung resultierenden Zentrifugalkräften zu widerstehen. Die Legierung gemäß der Erfindung löst noch weitere Probleme, die bisher die Anstrengungen für die Reduzierung der Dichte von Einkristallsuperlegierungen ohne Verlust kritischer Eigenschaften zunichte gemacht haben. Die Superlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung hat gute Gießeigenschaften und behält ein Wärmebehandlungs fenster, das groß genug ist, daß eine Wärmebehandlung möglich ist, welche eine Gesamtlösung des Gamma-Grund- und eine wesentliche Lösung des Gamma/Gamma-Grund-Eutektikums ohne irgendein einleitendes Schmelzen bewirkt. Aus den Ergebnissen eines Vorlaufversuches zeigt sich, daß von der Legierung vernünftigerweise erwartet werden kann, Milieueigen schaften aufzuweisen.

Mit der Erfindung ist es möglich, zu der gewünschten Reduzierung in der Legierungsdichte durch teilweisen Ersatz der schwer schmelzbaren Metalle durch Steigerung des Al + Ti-Gehaltes sowie durch sehr strikte Kontrolle unbeabsichtigten Zusatzes von Verunreinigungen zu kommen.

Die bildlichen Darstellungen zeigen in:

Fig. 1 ein Mikrofoto einer Schmelzprobe aus einem Einkristall versuchsgießstabes aus einer Legierung nach der Erfindung bei 100X;

Fig. 1A ein Mikrofoto der gleichen Probe wie in Fig. 1 bei 400X;

Fig. 2 ein Mikrofoto einer Versuchsprobe aus dem Wurzelteil eines Einkristallturbinenschaufelgußstückes aus der Legierung CMSX-3 bei 100X;

Fig. 2A ein Mikrofoto des gleichen Musters wie in Fig. 2 jedoch bei 400X;

Fig. 3 ein Mikrofoto einer Probe ähnlich der nach den Fig. 1 und 1A nach dem Erwärmen und Abschrecken bei 100X;

Fig. 3A ein Mikrofoto der gleichen Probe wie in Fig. 3 bei 400X;

Fig. 4 ein Mikrofoto einer Probe des Wurzelteiles eines ein stückigen Turbinenschaufelgußstückes aus der Legierung nach der Erfindung nach der Erwärmungs- und Abschreck behandlung bei 100X;

Fig. 4A ein Mikrofoto der gleichen Schaufel wie in Fig. 4 aus dem Flügelkörperteil nach der Aufwärm- und Abschreck behandlung bei 100X;

Fig. 5 ein Mikrofoto einer Probe nach der Aufwärm- und Abschreck behandlung aus einem Einkristallprobestangengußstück aus der Legierung nach der Erfindung bei 400X;

Fig. 6 ein Mikrofoto ähnlich dem nach Fig. 5, jedoch bei einer Temperatur, die hoch genug ist, um das Anfangsschmelzen einzuleiten, bei 400X;

Fig. 7 ein Larson-Miller spezifisches (dichte korrigiertes) Belastungs-Bruch-Diagramm aus durch Belastungs-Bruch- Versuche gewonnenen Daten;

Fig. 8 und 9 Mikrofotografien vollwärmebehandelter Proben aus Einkristallversuchsstabgußstücken aus der Legierung nach der Erfindung nach Belastungs-Bruch-Versuchen bei 400X;

Fig. 10 und 10A Mikrofotos vollwärmebehandelter Proben aus Einkristall versuchsstabgußstücken aus der Legierung nach der Erfindung nach Belastungs-Bruch-Versuchen bei 400X;

Fig. 11 und 11A Mikrofotos vollwärmebehandelter Proben aus Einkristall versuchsstabgußstücken aus der Legierung nach der Erfindung nach Belastungs-Bruch-Versuchen bei 400X;

Fig. 12 eine Tafel zur Wiedergabe von Brenneraufbau-Sulfidierungs versuchen mit verschiedenen Legierungen auf Nickelbasis;

Fig. 13 eine Tafel zur Wiedergabe von Oxidationswiderstandsversuchen bei verschiedenen Legierungen auf Nickelbasis; und in

Fig. 14 eine Vergleichstafel zur Wiedergabe der Überzugsstand zeiteigenschaften verschiedener Legierungen auf Nickelbasis.

Die Legierungszusammensetzung früher entwickelter üblicher gießbarer, niedrige Dichte aufweisender, gleichachsiger Legierungen und ihre Eigenschaften sollen zuerst untersucht werden. Die zuerst studierte Legierung war die Legierung IN 100 mit einer Dichte von 7,76 g/cm³ (0,280 lbs/cu). Die nominelle Zusammensetzung dieser IN 100-Legierung ist in Gewichtsprozenten:

C
0,17
Cr	9,0
Co	15,0
Mo	3,0
V	0,9
Al	5,50
Ti	4,75
B	0,015
Zr	0,06
Ni	Rest

Dichte = 7,76 g/cm³ (0,280 lbs/cu).

Diese Legierung wurde von der Firma International Nickel in den frühen sechziger Jahren für die Gleichachsengießtechnologie entwickelt und ist deshalb ein Vorläufer der modernen Gruppe von auf Nickel basierenden Einkristallegierungen, die die neue Generation hoch wirkungsvoller und hoch leitungsfähiger Turbinenmaschinen möglich machten. Die Legierung ist nicht geeignet für die letzte Generation von Flugzeugturbinenmaschinen, ist jedoch noch weit verbreitet für niedrige Dichte aufweisende übliche gleichachsige Gußturbinenschaufel räder in älteren Turbinenmaschinen.

Diese Legierung weist eine Reihe von Mängeln auf, darunter schlechte Gießbarkeit infolge von Heißrissen und -platzen, und ein hohes uner wünschtes Ausmaß von Mikroporosität. Sie besitzt ferner schlechte Umgebungs eigenschaften. In der IN 100-Legierung vorhandenes Vanadium und Molybdän löst sich in dem geschmolzenen Natriumsulfatüberzug, der auf den Turbinen schaufeln aufgebracht ist, infolge des Einflusses von Schwefel im Brenn stoff und der Salzumgebung in den Turbinenmaschinenanwendungen. Dies verhindert die Bildung eines schützenden Oxidfilms.

Klar wird dies durch die Brenneraufbau-Sulfidierungsversuche, wie sie in Fig. 12 wiedergegeben sind. In den Zielen der Nachforschung, die zur Entwicklung der Legierung nach der Erfindung führte, lag die Entwicklung einer Legierung mit einem maximal möglichen Ausmaß an Verbesserung in den Umgebungseigenschaften, die durch die neuen hoch dichten auf Nickel basierenden Einkristallsuperlegierungen CMSX-2 und CMSX-3 beruhten. Unter diesen Eigenschaften befand sich die Verbesserung der Lebensdauer, wie sich aus Fig. 14 ergibt. Die Versuche sind noch nicht vollständig, jedoch aus den aus den Daten entwickelten Angaben kann erwartet werden, daß die Überzugslebensdauer der niedrige Dichte aufweisenden Legierung nach der Erfindung etwa zwischen MAR M 002DS und CMSX-2 liegt.

Im Hinblick auf die letzteren Eigenschaften der Legierung IN 100 wurde der Entschluß gefaßt, eine andere ebenfalls von International Nickel kürzlich entwickelte Legierung IN 6212 zu untersuchen. Diese Legierung hat eine Dichte von 8,02 g/cm³ (0,289 lbs/cu). Ihre nominelle Zusammensetzung ist in Gewichtsprozenten:

C
0,15
Cr	12,0
Co	6,0
Mo	3,0
W	2,0
Al	4,50
Ti	4,70
B	0,02
Zr	0,03
Ni	Rest

Diese Legierung wurde als Ausgangslegierung für die Entwicklung einer niedrige Dichte aufweisenden Legierung benutzt, die sich für die Einkristallgießtechnik eignet und zwar weil ihre Zusammensetzung be deutend bessere Umgebungseigenschaften verspricht, d. h. eine gute Widerstandsfähigkeit gegen Sulfidierung und Oxidation.

Die bedeutende durch IN 6212 gelieferte Verbesserung in den Umgebungs eigenschaften ergibt sich deutlich aus den Ergebnissen, die graphisch in den Fig. 12 und 13 wiedergegeben sind. Jedoch mangelt der Legierung die Fähigkeit der Aufwärm- und Abschreckbehandlung zu widerstehen, die für Einkristallsuperlegierungsgußstücke erforderlich ist. Die guten Umgebungseigenschaften von IN 6212 allein sind nicht ausreichend, um sie für Flugzeugmaschinenturbinenschaufeleinsatz als Einkristal legierung zu qualifizieren. Kritisch für die Aufheiz- und Abschreck behandlungserfordernisse ist die Notwendigkeit der totalen Gamma- Grund-Auflösung ohne anfängliches Schmelzen.

Um den Anfangsschmelzpunkt anzuheben, wurden C, B und Zr vollständig entfernt. Diese Beseitigung erfolgt durch Verfahren, wie Auswahl reiner elementarer Rohstoffquellen, die frei von Spuren dieser Elemente sind. Das Verfahren umfaßt die Verwendung von Anlagen, beispielsweise Vakuuminduktionsschmelzeinrichtungen aus Materialien, aus denen diese Elemente nicht mehr in irgendeiner Form bei der Arbeitstemperatur der Anlage austreten können. Eine wesentlich strengere Kontrolle wurde ferner ausgeübt, um N und O zu reduzieren, da diese Elemente nicht metallische Einschlüsse in Einkristallkomponenten unter nachteiliger Beeinflussung der Gesamtgießfähigkeit überführen. Dies wurde dadurch erreicht, daß man das gleiche Verfahren wie bei der Beherrschung der C, B und Zr Verschmutzung zur Anwendung brachte. V und W wurden insgesamt beseitigt und es wurden Hf und Ta hinzugefügt.

Diese Änderungen in der Zusammensetzung wurden durchgeführt in der Hoffnung, die Einkristallgießfähigkeit und die Umgebungs eigenschaften verbessern zu können. Insbesondere hoffte man, diese Änderungen würden zu einer Legierung führen, die eine hohe Wider standsfähigkeit sowohl gegen Korrosion als auch gegen Oxidation aufweist. Der Al + Ti-Gehalt wurde über denjenigen von IN 6212 gesteigert. Cr wurde wesentlich gegenüber dem Gehalt in IN 6212 reduziert. Co wurde unter den von IN 6212 reduziert. Für W wurde in der Legierungszusammensetzung Ta eingesetzt. Das Ergebnis dieser Änderungen war eine neue und unterschiedliche Legierung mit N_v3B = 2,25 max. [PWA N-35] und mit einer Dichte von 7,98 g/cm³ (0,288 lbs/cu) und mit der folgenden Zusammensetzung in Gewichts prozenten bzw. Gewichts-ppm:

Cr\|9,8
Co	5,0
Mo	3,0
Al	4,85
Ti	4,75
Ta	2,0
W	<0,02
C	33 ppm
V	<10 ppm
B	<30 ppm
Zr	<75 ppm
Hf	0,11
Al + Ti	9,60
Ni	Rest

Eine Charge von 105 kg (235 lb) (VF 559) dieser Legierung wurde durch Vakuuminduktionsschmelzen vorbereitet und wies die vorstehende Zu sammensetzung sowie zusätzlich folgende Spurelemente auf:

S\|5 ppm
N	10 ppm
O	9 ppm

Es wurden zwei Versuchsgüsse durchgeführt unter Verwendung der Legierung der Charge VF 559. In beiden Fällen war das Produkt eine Schmelze aus Einkristallgießvorgängen, von denen die eine unter Verwendung eines Gießverfahrens mit hohem thermischen Gradienten und die andere mit Hilfe eines Gießverfahrens mit niedrigem thermischen Gradienten erzeugt worden war. Es wurden acht Versuchs stäbe von jeweils 15 mm Durchmesser und 150 mm Länge durch das Verfahren mit hohem Temperaturgradienten durchgeführt und es wurden einstückige Turbinenschaufeln mit Hilfe des Verfahrens mit niedrigem Temperaturgradienten erzeugt. Eine Untersuchung der Prüflingsstäbe zeigte kein Vorhandensein einer Sprengelung oder störenden Korn-/ Splitter-Defekte. Eine nicht zerstörende Entwicklung der schmutzigen einstückigen Schaufelgußstücke ergab eine 67%ige Einkristallkornaus beute, ein Resultat, das vergleichbar mit den ursprünglichen Versuchs gußstücken bei Einsatz von Verfahren mit niedrigerem thermischen Gradienten für andere Einkristallegierungen war, beispielsweise solchen, die von Cannon-Muskegon Corporation unter der Marke CMSX-2 verkauft werden. Die Zurückweisungen basierten auf dem Auf treten einer Sprengelung und der Anwesenheit von Splittern und Doppelkörnern. Basierend auf dem Anfangsexperiment mit anderen Ein kristallsuperlegierungen ist davon auszugehen, daß diese Defekte wesentlich reduziert, jedoch nicht beseitigt werden, durch Anpassung des Gießverfahrens an die Legierung. Dies sind zeitraubende Verfahren, für deren vollständiger Durchführung nicht ausreichend Zeit zur Ver fügung stand.

Während des Gießverfahrens mit dem niedrigeren Temperaturgradienten wurde die Verflüssigungstemperatur der neuen Legierung durch Ein tauchen eines Thermoelementes während des Aufheizens und Abkühlens durch den Verflüssigungspunkt bestimmt. Nach diesem Verfahren wurde festgestellt, daß der Verflüssigungspunkt bei 1321°C (2410°F) liegt. Im Vergleich dazu liegt der Verflüssigungspunkt von CMSX-2 bei 1380°C (2516°F).

Die aus dem Gießverfahren mit dem hohen Temperaturgradienten entstandenen Einkristallprüflingsstäbe wurden für die Berechnung des Aufheiz- und Abschreckverfahrens verwendet. Die as-Gießmikrostruktur dieser Stäbe ist in den Fig. 1 und 1A wiedergegeben und kann mit den as-Gießmikrostrukturen von CMSX-3 nach den Fig. 2 und 2A verglichen werden. Die as-Gieß-Legierung nach der Erfindung hat eine Hochvolumenfraktion des Gamma/Gamma-Grund-Eutektikums und eine wesentliche interdentritische Segregation.

Die Wärmebehandlungsstudien wurden in einem Lindberg-Globar-Rohrofen durchgeführt, der seine Temperatur in einem Bereich von ±3°F hält und führten zur Entwicklung eines dreistufigen Zyklus für die Aufheiz- und Abschreckbehandlung der Legierung:

3 Stunden bei 1238°C (2260°F)
+3 Stunden bei 1271°C (2320°F)
+3 Stunden bei 1277°C (2330°F).

Nach der dritten Behandlungsstufe ließ man die Stäbe in Luft abkühlen. Die Prüfung der Mikrostruktur der Proben, die allen drei Stufen unter worfen waren, führten zu einer fast vollständigen Gamma-Grund-Auflösung und zu einer bedeutenden Eutektikum-Gamma/Gamma-Grundauflösung ohne anfängliches Schmelzen (Fig. 3 und 3A, 4 und 4A). Die Prüfung der Proben, die drei Stunden bei 1282°C (2340°F) in der dritten Stufe ausge setzt waren, führte zu einer intensiven Eutektikum-Gamma/Gamma-Grund- Auflösung ohne anfängliches Schmelzen (Fig. 5). Wenn jedoch die Temperatur in der dritten Stufe auf 1288°C (2350°F) gesteigert wurde, trat ein einleitendes oder anfängliches Schmelzen auf (Fig. 6). Die Toleranz von 11°C (20°F) von der letzten dritten Stufe zum anfänglichen oder einleitenden Schmelzpunkt ist ganz praktisch für moderne Vakuum wärmebehandlungsöfen, welche für Einkristallsuperlegierungsaufheiz- und -abschreckbehandlung qualifiziert sind.

Die Prüfung wurde unternommen um festzustellen, daß die drei stufige Aufheiz-Abschreckwärmebehandlung in Verbindung mit Pseudoüberzugs- und -alterungszyklen zu guten Belastungs- und Kriechbruchfestigkeiten für Einkristallgußstücke führt, die mit dieser Legierung hergestellt worden sind. Für die Zwecke der Untersuchung der Kriechbruchfestigkeitseigenschaften der Legierung wurden Proben aus 15 mm Durchmesser aufweisenden und 150 mm langen Einkristallstäben durch Abarbeiten und Schleifen derselben auf 3,15 mm (0,126 Zoll) Durchmesser vorbereitet; für die Beanspruchungsbruchversuche betrug der Durchmesser 1,75 mm. Die Proben für die Beanspruchungsbruchversuche mit einem Durchmesser von 1,75 mm wurden ebenfalls aus Einkristallturbinen schaufelflügelkörpern abgearbeitet. Die Wärmebehandlung der Stäbe und Schaufeln für diese Versuche umfaßte folgende Stufen:

3 Stunden bei 1238°C (2260°F)
+ 3 Stunden bei 1271°C (2320°F)
+ 3 Stunden bei 1277°C (2330°F) luftgekühlt
+ 4 Stunden bei 1079°C (1975°F) luftgekühlt
+20 Stunden bei 871°C (1600°F) luftgekühlt.

Die Versuche wurden durchgeführt von den Joliet Metallurgical Laboratories mit den Ergebnissen der Langzeitbeanspruchungs- und Kriechbruchversuche aus den Stäben nach Tabelle I und von Langzeitbeanspruchungsbruchversuchen bei Schaufeln nach Tabelle II. In allen Fällen lag die Orientierung der Längsachsen innerhalb 10° (001).

Tabelle I

Tabelle II

Die Spannungsbrucheigenschaften basierend auf den insoweit durchge führten Versuchen scheinen annähernd die gleichen wie die dichte korrigierten Durchschnittsdaten für CMSX-2 und -3-Einkristallegierungen (Fig. 7) zu sein.

Die Prüflinge wurden auf Spannungs- und Kriechbruchfestigkeit über prüft, um die Mikrostrukturstabilität der Legierung nach der Erfindung festzustellen. Diese Prüfung ergab, daß die Legierung vollständig stabil ist. Es wurde keinerlei nachteilige Phasenbildung festgestellt. Es wurden keine Sigmaphasennadeln selbst nach einem so strengen Zustand wie 351,6 MPa/870°C (51,0 ksi/1600°F) für 620,8 Stunden beobachtet (Fig. 8). In allen Proben gab es merkliches Gamma-Grund- Wachstum und eine graduelle Änderung zu kraftartiger Morphology senkrecht zur Richtung der aufgebrachten Kraft. Die Bestätigung dieser Beobachtung erscheint in den Mikrofotos nach Fig. 9
[231,7 MPa/982°C (33,6 ksi/1800°F)/74,1 Stunden]; Fig. 10 und 10A
[128,2 MPa/1038°C (16,8 ksi/1900°F)/595,4 Stunden]; Fig. 11 und 11A
[115,1 MPa/1093°C (16,7 ksi/2000°F)/65,9 Stunden].

Der Zusammensetzungsbereich dieser Legierung ist sehr beengt und die Grenze der spurenartigen Verunreinigungen muß sorgfältig beachtet werden, um die Gießeigenschaften, Mikrostruktur und Umgebungseigenschaften der Legierung aufrechtzuerhalten. Der Zusammensetzungsbereich ist in der folgenden Tabelle aufgeführt.

ausgedrückt in Gewichtsprozent bzw. Gewichts-ppm
(N_v3B = 2,25 max) [PWA N-35]
Cr\|9,5/10,3
Co	4,7/5,3
Mo	2,8/3,2
Al	4,7/4,9
Ti	4,6/4,8
Ta	1,8/2,2
W	0,10 max
C	150 ppm max
V	0,10 max
B	50 ppm max
Zr	100 ppm max
hf	0,0/0,12
Al + Ti	9,3/9,7
Ni	Rest
Si	0,05 max
Mn	0,05 max
Fe	0,25 max
Cb	0,10 max
Cu	0,01 max
N	16 ppm max
O	12 ppm max
S	20 ppm max
Mg	0,01 max
Pb	2 ppm max
Ag	2 ppm max
Bi	0,3 ppm max
Se	0,5 ppm max
Te	0,3 ppm max
Tl	0,3 ppm max
Ga	25 ppm max
Cd	2 ppm max
Sn	25 ppm max
Zn	5 ppm max
Na	25 ppm max
K	25 ppm max
Sb	3 ppm max
Au	2 ppm max
In	2 ppm max
Ge	2 ppm max
As	5 ppm max
Hg	3 ppm max
Th	5 ppm max
U	5 ppm max

Die verschiedenen Änderungen in der Legierungszusammensetzung, die durch die Erfindung eingeführt werden, führen zu einer neuen und verbesserten Legierung mit bisher nicht erreichbaren Eigen schaften. Die Legierung macht es erstmalig möglich, ältere Turbinen maschinen umzubauen, um ihren Wirkungsgrad zu verbessern, ohne daß die Gefahr der Überlastung der Maschinenkonstruktion durch erhöhte Legierungsdichte und daher erhöhtes Bauteilgewicht besteht. Gleich zeitig wurde durch die Erfindung eine Legierung geschaffen, welche diese Eigenschaften beibehält, die ihre Verwendung bei der Leistungs fähigkeitssteigerung älterer Turbinenmaschinen erlaubt, während viele der wünschenswerten und notwendigen Gießfunktions- und Umgebungseigen schaften geschaffen werden, die man bisher nur bei neuen Einkristall superlegierungen fand, die höhere Dichte aufweisen, aber in diesen Maschinen nicht verwendet werden können.

Claims

1. Einkristallturbinenmaschinenschaufel oder -rippe, gekennzeichnet durch Kriechfestigkeit und mikrostrukturelle Stabilität bei Hoch temperaturbetrieb und Hochbeanspruchung und mit Wärmebehandlungsfähigkeit zur Bewirkung der Gesamtauflösung des Gamma-Prime unter Aufrechterhaltung eines thermischen Differentials von ca. 11°C (20°F) zwischen der end gültigen Auflösungstemperatur und der Anfangsschmelztemperatur, gegossen aus einer Legierung, bestehend im wesentlichen aus der Nennzusammensetzung Cr|9,8 Co 5,0 Mo 3,0 Al 4,85 Ti 4,75 Ta 2,0 W <0,02 C 33 ppm V <10 ppm B <30 ppm Zr <75 ppm Hf 0,11 Al + Ti 9,60 Ni Rest

und mit einer Dichte von 7,98 g/cm³ (0,288 lbs/cu).

2. Einkristallturbinenmaschinenschaufel, gekennzeichnet durch Kriechfestigkeit und mikrostrukturelle Stabilität bei Hochtemperatur betrieb und Hochbeanspruchung und mit Wärmebehandlungsfähigkeit zur Be wirkung der Gesamtauflösung des Gamma-Prime und wesentlicher Auflösung des Gamma/Gamma-Prime-Eutektikums, unter Aufrechterhaltung eines thermischen Differentials von ca. 11°C (20°F) zwischen der endgültigen Auflösungstemperatur und der Anfangsschmelztemperatur, gegossen aus einer Legierung, bestehend im wesentlichen aus der Nennzusammen setzung Cr|9,8 Co 5,0 Mo 3,0 Al 4,85 Ti 4,75 Ta 2,0 W <0,02 C 33 ppm V <10 ppm B <30 ppm Zr <75 ppm Hf 0,11 Al + Ti 9,60 Ni Rest

und mit einer Dichte von 7,98 g/cm³ (0,288 lbs/cu).

3. Einkristallturbinenmaschinenschaufel, gekennzeichnet durch Kriechfestigkeit und mikrostrukturelle Stabilität bei Hoch temperaturbetrieb und Hochbeanspruchung und mit einem Verflüssigungspunkt von 1321°C (2410°F) und total aufgelöstem Gamma-Prime und im wesentlichen aufgelöstem Gamma/Gamma-Prime-Eutektikum nach Wärmebehandlung für drei Stunden bei 1238°C (2260°F) plus drei Stunden beim 1271°C (2320°F) plus drei Stunden bei 1272°C (2330°F) mit vollständigem Fehlen eines an fänglichen Schmelzens, gegossen aus einer Legierung, bestehend im wesent lichen aus der Nennzusammensetzung Cr|9,8 Co 5,0 Mo 3,0 Al 4,85 Ti 4,75 Ta 2,0 W <0,02 C 33 ppm V <10 ppm B <30 ppm Zr <75 ppm Hf 0,11 Al + Ti 9,60 Ni Rest

und mit einer Dichte von 7,98 g/cm³ (0,288 lbs/cu).

4. Einkristallturbinenmaschinenschaufel oder -rippe, gekennzeichnet durch eine Dichte von 7,98 g/cm³ (0,288 lbs/cu) Kriechfestigkeit und mikrostrukturelle Stabilität unter Betriebs bedingungen entsprechend 351,6 MPa/870°C (51,0 ksi/1600°F) für 620,8 Stunden nach so weitgehender Auflösung bis zur völligen Auf lösung des Gamma-Prime und wesentliche Auflösung des Gamma/Gamma-Prime- Eutektikums ohne irgendwelches anfängliches Schmelzen, erschmolzen aus einer Legierung im wesentlichen bestehend aus Cr|9,5/10,3 Co 4,7/5,3 Mo 2,8/3,2 Al 4,7/4,9 Ti 4,6/4,8 Ta 1,8/2,2 W 0,10 max C 150 ppm max V 0,10 max B 50 ppm max Zr 100 ppm max Hf 0,0/0,12 Al + Ti 9,3/9,7 Ni Rest Si 0,05 max Mn 0,05 max Fe 0,25 max Cb 0,10 max Cu 0,01 max N 16 ppm max O 12 ppm max S 20 ppm max Mg 0,01 max Pb 2 ppm max Ag 2 ppm max Bi 0,3 ppm max Se 0,5 ppm max Te 0,3 ppm max Tl 0,3 ppm max Ga 25 ppm max Cd 2 ppm max Sn 25 ppm max Zn 5 ppm max Na 25 ppm max K 25 ppm max Sb 3 ppm max Au 2 ppm max In 2 ppm max Ge 2 ppm max As 5 ppm max Hg 3 ppm max Th 5 ppm max U 5 ppm max.