-
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren
zum Herstellen eines Fertigungsgegenstands und betrifft
insbesondere Zusammensetzungen, die beim Gießen von großen
Bauteilen zur Verwendung in Turbinentriebwerken brauchbar
sind.
-
Superlegierungen sind Nickel-, Kobalt- oder
Eisenmaterialien und haben brauchbare mechanische Eigenschaften bei
Temperaturen in der Größenordnung von 538ºC (1000ºF) und
darüber. Wegen ihrer erwünschten Eigenschaften haben
Superlegierungen zahlreiche Verwendungszwecke in
Gasturbinentriebwerken gefunden. Im allgemeinen werden Bauteile für
Gasturbinentriebwerke entweder gegossen, durch
pulvermetallurgische Techniken hergestellt oder aus
thermomechanisch bearbeiteten Produktformen wie Schmiedestücken,
Blechen und Tafeln hergestellt und spanabhebend bearbeitet.
Thermomechanisch bearbeitete Produkte haben gewöhnlich eine
feinere Korngröße und ein homogeneres Mikrogefüge als
Gußstücke aus derselben Legierung. Infolgedessen sind ihre
mechanischen Eigenschaften üblicherweise besser als
diejenigen von Gußstücken. Die Herstellung und spanabhebende
Bearbeitung von Bauteilen aus verschiedenen thermomechanisch
bearbeiteten Produktformen ist zwar möglich, das Verfahren
ist jedoch arbeitsintensiv und erzeugt viel Schrott. Aus
diesen Gründen ist es ziemlich teuer, und Gießen ist ein
bevorzugtes Verfahren. Gußstücke werden manchmal
isostatisch warmgepreßt (hot isostatically pressed oder HIP'd),
um die Eigenschaften zu verbessern.
-
Die bekannte Nickelsuperlegierung INCONEL®-Legierung 718
wird in der Gasturbinentriebwerksindustrie seit vielen
Jahren benutzt. INCONEL ist ein eingetragenes Warenzeichen von
The International Nickel Company, Inc. Im folgenden wird
die INCONEL-Legierung 718 als IN718 bezeichnet. Diese
Legierung ist beschrieben in Aerospace Materials
Specifications (AMS) 5663 (Schmiedeerzeugnisse) und AMS 5383
(Gußprodukte). Gemäß AMS 5383 ist der
Zusammensetzungsbereich für IN718, in Gewichtsprozent, 50-55 Ni, 17-21 Cr,
4,75-5,5 Nb + Ta, 2,8-3,3 Mo, 0-1 Co, 0,65-1,15 Ti, 0,4-0,8
Al, 0,0-1,75 Al + Ti, 0,0-0,35 Si, 0,0-0,006 B, 0,0-0,30
Cu, 0,0-0,015 S, 0,0-0,015 P, 0,0-0,35 Mn, 0,0-0,10 C,
wobei der Rest Fe ist. Gemäß den Angaben in Tabelle I hat
IN718 in Schmiedeform bessere mechanische Eigenschaften als
die Legierung in Guß- und HIP-Form. In der Tabelle I wurden
geschmiedete IN718-Proben zu Stangen und Schmiedestücken
gemäß den Vorschriften von AMS 5663 verarbeitet. Gegossene
und isostatisch warmgepreßte (HIP) IN718-Proben wurden bei
1190ºC (2175ºF) für 4 Stunden bei 103,4 MPa (15000 Pfund
pro Quadratzoll (psi)) in Argon isostatisch warmgepreßt und
dann wärmebehandelt, um die mechanischen Eigenschaften zu
optimieren.
-
Die Erwünschtheit, große und komplizierte IN718-Bauteile
nahezu in ihrer endgültigen Form zu gießen, damit ein
Minimum an Bearbeitung nach dem Gießen erforderlich ist, ist
seit langem erkannt worden. Eine solche Möglichkeit würde
die endgültigen Kosten des Bauteils aufgrund der
Beseitigung von Schmiede-, Bearbeitungs- und Verbindungsarbeiten
wesentlich verringern.
-
Es ist ein Entwicklungsprogramm durchgeführt worden, um die
Möglichkeit zu überprüfen, aus IN718 große Bauteile für
Turbomaschinen wie Gasturbinentriebwerke zu gießen. Nach
dem Lösen von vielen gußbezogenen Problemen wurde
festgestellt, daß Porosität, Seigerung und Einschlüsse in
unerwünschtem Ausmaß noch in den Gußstücken vorhanden waren.
Solche Fehler sind für die mechanischen Eigenschaften
nachteilig und müssen eliminiert werden, wenn die Verwendung
von großen IN718-Gußstücken praktisch durchführbar werden
soll. Zum Verringern der Porosität und der Seigerung wurde
den Gußstücken eine isostatische Warmpreßbehandlung
gegeben, durch die die Anzahl von einigen dieser Fehler
reduziert
werden konnte. Im Anschluß an die isostatische
Warmpreßbehandlung wurden Versuche unternommen, um verbliebene
Gußfehler durch Schweißen zu reparieren; das
Schweißreparieren von solchen Fehlern, z. B. Gaswolframlichtbogen- oder
Gasmetallichtbogenschweißtechniken, sind auf dem
einschlägigen Gebiet bekannt. Während der Reparatur dieser
Fehler sind jedoch Schwierigkeiten aufgetreten. Diese
Schwierigkeiten zeigten sich in Form von beträchtlichem
Ausgasen und Schweißspritzern, die während des
Reparaturvorganges erzeugt wurden. Darüber hinaus hat eine
metallografische Überprüfung der Schweißungen eine unakzeptable
und anomale Menge an Gaslöchern in der Schweißung ergeben,
wobei die Löcher durch Pfeile in Fig. 1 gezeigt sind;
Mikrorisse in der wärmebeeinflußten Zone (heat affected zone
oder HAZ) (gezeigt durch Pfeile in Fig. 2) wurden ebenfalls
festgestellt. Nach einer detaillierten Überprüfung wurde
festgestellt, daß die Schwierigkeiten, die während der
Schweißreparatur auftraten, und die Gaslöcher in der
Schweißung das Ergebnis des Einflusses der Hochdruck-HIP-
Medien (Argongas) während der HIP-Behandlung in mit der
Oberfläche verbundenen Poren entweder direkt oder über
Korngrenzen waren. Zu dem Gaseinschluß kam es offenbar, als
lokalisiertes Schmelzen des Bauteils während der
HIP-Behandlung bei erhöhter Temperatur erfolgte. Das Gas, das in
das Bauteil über die mit der Oberfläche in Verbindung
stehende Porosität oder verflüssigte Korngrenzen eingedrungen
war, wurde eingeschlossen, als sich das örtlich
aufgeschmolzene Material in die Matrix hinein durch thermische
Homogenisierung während der HIP-Behandlung auflöste, und
als das Bauteil am Schluß der HIP-Behandlung auf
Raumtemperatur abgekühlt wurde. Metallografische Untersuchungen
zeigten eine ungewöhnlich große Menge an
niedrigschmelzender Laves-Phase in denselben Bereichen, in denen der
Gaseinschluß festgestellt wurde. In IN718 dürfte die Laves-
Phase die allgemeine Formel (Ni, Fe, Cr, Mn, Si)&sub2; (Mo, Ti,
Nb) haben.
-
Die Laves-Phase wurde auch als Hauptursache für die
beobachtete
HAZ-Mikrorißbildung ausgemacht, obgleich
festgestellt wurde, daß diese Rißbildung von dem Einschluß von
Argongas während der HIP-Behandlung unabhängig war. Diese
Risse liegen im allgemeinen unter der Oberfläche und können
die Lebensdauer von geschweißten Bauteilen beträchtlich
verringern; infolgedessen sind sie unerwünscht. Eine
detaillierte Analyse der Beziehung zwischen der Laves-Phase
und der HAZ-Mikrorißbildung beschreibt Vincent in
"Precipitation Around Welds In the Nickel Base Superalloy
Inconel 718", Acta Metallurgica, Band 33, Nr. 7 (1985), S.
1205-1216.
-
Es ist festgestellt worden, daß gegossene IN718, die die
Laves-Phase enthält, wärmebehandelt werden kann, so daß im
wesentlichen die gesamte Laves-Phase vor der
HIP-Bearbeitung aufgelöst wird, vgl. US-A-4 662 951. Die
Wärmebehandlung macht die Legierung leichter schweißbar: aufgrund des
Nichtvorhandenseins der Laves-Phase ist der Gaseinschluß
während der HIP-Behandlung im wesentlichen eliminiert.
Diese Wärmebehandlung ist jedoch zeitraubend und wird nach
Möglichkeit am besten vermieden.
-
In einem Programm, das zur Entwicklung der Legierungen nach
der vorliegenden Erfindung geführt hat, wurde eine
metallografische Überprüfung durchgeführt, um festzustellen, ob es
eine Beziehung zwischen der Menge an
Laves-Phasenausscheidung, die in gegossener IN718 erfolgte, und der
Probenerstarrungsgeschwindigkeit gibt. Der Begriff
"Erstarrungsgeschwindigkeit" soll die Abkühlgeschwindigkeit zwischen
der Solidus- und der Liquidustemperatur der Legierung
beschreiben. Diese Überprüfung ergab, daß die Menge an
Laves-Phasenausscheidung in Proben, die so waren, wie sie
gegossen worden waren, mit der Abnahme (d. h. mit langsameren)
Erstarrungsgeschwindigkeiten zunahm. Das ist besser in den
Fig. 3, 4 und 5 zu erkennen. Fig. 3 ist ein Schliffbild
einer IN718-Testprobe, die mit einer Geschwindigkeit von etwa
2,8ºC (5ºF) pro Minute erstarrt ist; es sei angemerkt,
daß bei dieser relativ langsamen Erstarrungsgeschwindigkeit
eine beträchtliche Menge an Laves-Phase in dem Mikrogefüge
in Form eines in sich verbundenen Netzwerks von
Ausscheidung in interdentritischen Gebieten vorhanden ist. Fig. 4
ist ein Schliffbild einer IN718-Testprobe, die mit einer
Geschwindigkeit von etwa 83ºC (150ºF) pro Minute erstarrt
ist. Bei dieser relativ schnellen Abkühlgeschwindigkeit ist
die Menge an Laves-Phase im Vergleich zu Fig. 3
beträchtlich verringert. Außerdem, die Laves-Phase ist als
isolierte Ausscheidungspools vorhanden, im Vergleich zu dem in
sich verbundenen Netzwerk in Fig. 3. Es dürfte klar sein,
daß, wenn das in sich verbundene Laves-Netzwerk von Fig. 3
während der HIP-Behandlung schmilzt, eine wesentlich
größere Menge an gasförmigen HIP-Medien in der Legierung
eingeschlossen kann, verglichen mit der Menge, die
eingeschlossen wird, wenn die Laves-Phase in Fig. 4 schmilzt.
Fig. 5 zeigt, daß die Menge an Laves-Phasenausscheidung in
gegossener IN718 umgekehrt proportional zu der
Erstarrungsgeschwindigkeit der Legierung ist, d. h., es bildet sich
mehr Laves-Phase, wenn die Erstarrungsgeschwindigkeit
abnimmt. In der Figur wurde "Flächenprozent Laves-Phase"
durch optische Mikroskopie bei einer 100-fachen
Vergrößerung bestimmt. Die Proben, die in den Fig. 3 und 4 gezeigt
sind, wurden unter Verwendung von metallografischen
Standardtechniken hergestellt. Zum Hervorheben der
Laves-Phasenausscheidung wurden die Proben mit einer wäßrigen Lösung
elektrolytisch geätzt, die 10 Prozent Oxalsäure enthielt.
In diesen Schliffbildern erscheint die Laves-Phase als die
weiße Phase, während die dunkle Phase, welche die Laves-
Phase umgibt, überwiegend die γ''-Phase Ni&sub3; Nb ist. Die
γ''-Phase ist die primäre Verfestigungsphase in IN718; als
solche werden die Legierung ebenso wie diejenigen, die ihr
zusammensetzungsmäßig gleichen, als γ''-verfestigte
Legierungen bezeichnet. Die Matrixphase in IN718 ist ein
γ-Nickelmischkristall. Dispergiert in der γ-Phase sind Carbide,
die in den Schliffbildern ebenfalls weiß erscheinen.
-
Eine Labor- und metallografische Analyse der Laves-Phase in
IN718 ergab, daß sie einen Schmelzpunkt von etwa 1149ºC-1163ºC
(2100-2125ºF)
hatte. Das ist beträchtlich weniger
als die IN718-Solidus- und -Liquidustemperaturen, die etwa
1274ºC (2325ºF) bzw. 1377ºC (2510ºF) betragen, wenn die
Laves-Phase nicht vorhanden ist. Sie ist außerdem niedriger
als eine gewöhnlich benutzte HIP-Temperatur von 1190ºC
(2175ºF), welche das beobachtete Laves-Phasenschmelzen
während der HIP-Behandlung berücksichtigt, wie oben
erläutert. Die Laves-Phasenhärte wurde mit etwa 60 Rockwell C
ermittelt. Eine Elektronenmikrosondenmikroanalyse der
Laves-Phase zeigte, daß ihre Zusammensetzung, auf
Gewichtsprozentbasis, war: etwa 35-40 Ni, 25-30 Nb, 11-13
Fe, 11-13 Cr, 7-10 Mo, 1-2 Ti, 1 Si; diese Zusammensetzung
stimmt mit der Zusammensetzung überein, die in den oben
erwähnten Aufsätzen von Vincent angegeben ist. Die
US-A-4 431 443 gibt jedoch an, daß in IN718 die Laves-Phase
stöchiometrisch mit Ni&sub2; Nb anzugeben ist, d. h. ihre
Zusammensetzung ist, in Gewichtsprozent, 56 Ni-44 Nb.
-
Gemäß dem Trend, der in Fig. 5 gezeigt ist, ist
festgestellt worden, daß in großen, komplexen IN718-Gußstücken
wie z. B. Gasturbinentriebwerksdiffusorgehäusen die Laves-
Phase in dicken Querschnitten vorhanden war und in anderen
Querschnitten, die aufgrund von inhärenten Forderungen des
Gießvorganges (z. B. Formkonstruktion, Kernplazierung usw.)
mit langsamen Geschwindigkeiten erstarrten. Bei einigen
gegenwärtig benutzten Strahltriebwerken können
Diffusorgehäuse in dem Zustand, wie sie gegossen worden sind, bis zu
454 kg (1000 Pfund) wiegen und eine Querschnittsdicke
haben, die zwischen etwa 19,0 mm (0,75 Zoll) und 2,54 mm
(0,10 Zoll) liegt. In einigen dicken Querschnitten wird die
Erstarrungsgeschwindigkeit auf etwa 2,8ºC, (5ºF) pro
Minute geschätzt; in einigen dünnen Querschnitten wird die
Erstarrungsgeschwindigkeit auf etwa 83ºC (150ºF) pro
Minute geschätzt. Gemäß Fig. 5 wird sich, wenn IN718 unter
dieser Art von Bedingungen gegossen wird, die Laves-Phase
in langsam erstarrenden Bereichen bilden. Das Vorhandensein
der Laves-Phase macht, wie oben dargelegt, IN718
unschweißbar, d. h. es wird ein unakzeptables Ausmaß an Ausgasung und
Schweißspritzern erzeugt, und es bilden sich Mikrorisse in
der HAZ.
-
In einem verwandten Programm ist festgestellt worden, daß
die Zugfestigkeitseigenschaften von gegossener und
HIP-behandelter IN718 durch das Vorhandensein der Laves-Phase in
dem Mikrogefüge verringert wurden, verglichen mit Proben,
wo das Mikrogefüge wenig oder keine Laves-Phase enthielt,
vgl. Tabelle II, welche Daten für gegossene und
HIP-behandelte IN718-Proben angibt, die ein beträchtliches Ausmaß an
Laves-Phase in dem Mikrogefüge hatten, ähnlich der Menge,
die in der Probe vorhanden ist, welche in Fig. 3 gezeigt
ist. Tabelle II präsentiert außerdem Daten für gegossene
und HIP-behandelte IN718-Proben, die keine Laves-Phase
enthalten. Diesen Laves-freien IN718-Proben wurde eine
Wärmebehandlung vor der HIP-Behandlung gegeben, welche zum
Auflösen der gesamten Laves-Phase führte, die bei 100-facher
Auflösung erkennbar ist. Diese Wärmebehandlung verursachte
keine anderen erkennbaren mikrostrukturellen oder
metallurgischen Änderungen in dem Material. Die HIP-Behandlung für
alle Proben in der Tabelle war 1163ºC (2125ºF) für 3
Stunden bei 103,4 MPa (15000 psi). Anschließend an die HIP-
Behandlung wurde allen Proben eine
Stabilisierungswärmebehandlung bei 871ºC (1600ºF) für 10 Stunden gegeben, eine
Lösungswärmebehandlung bei 954ºC (1750ºF) für 1 Stunde
und eine Ausscheidungswärmebehandlung bei 732ºC (1350ºF)
für 8 Stunden, gefolgt von einer Abkühlung im Ofen mit
einer Geschwindigkeit von wenigstens 55ºC (100ºF) pro
Stunde auf 663ºC (1225ºF) und Halten auf 663ºC (1225ºF)
für 8 Stunden. In der Tabelle ist zu erkennen, daß das
Vorhandensein der Laves-Phase einen Verlust an Eigenschaften
bei beiden Testtemperaturen verursacht. Die Duktilität
(d. h. die Querschnittsverringerung und Dehnung) und die
Reißfestigkeit werden beträchtlich reduziert.
-
Das Verfahren nach der vorliegenden Erfindung ist so
definiert, wie es im Anspruch 1 gezeigt ist.
-
Die Legierungen, die bei dem Verfahren nach der
vorliegenden Erfindung benutzt werden, resultieren aus einem
extensiven Programm zum Entwickeln von Legierungen, die
Eigenschaften haben, welche mit denen von ähnlich bearbeiteter
IN718 vergleichbar sind, und die in großen, komplexen und
nahezu endgültigen Formen gegossen werden können, welche
ein Mikrogefüge haben, das durch wenig oder keine Laves-
Phase oder eingeschlossenes Gas in dem gegossenen und HIP-
behandelten Zustand hat, und die geschweißt werden können,
um Fehler, wie sie in gegossenem Zustand vorliegen, z. B.
Porosität oder Einschlüsse, ohne Ausgasung oder die
Erzeugung von Schweißspritzern und ohne die Bildung von
Schweißrissen zu reparieren.
-
Die Legierungen, die bei dem Verfahren nach der
vorliegenden Erfindung benutzt werden, sind Modifikationen der
Legierung IN718. Um die Menge an Laves-Phase zu begrenzen,
die sich während der Erstarrung dieser modifizierten
Legierungen bildet, wird der Chromgehalt auf einen Wert zwischen
etwa 10 und 15 Gewichtsprozent reduziert. Labortests haben
gezeigt, daß der niedrige Cr-Gehalt die Bildung der Laves-
Phase während der Erstarrung des Gußstückes effektiv
unterdrückt, selbst bei sehr langsamen
Erstarrungsgeschwindigkeiten. Infolgedessen gibt es kein Schmelzen längs der
interdentritischen Gebiete während der HIP-Behandlung und
kein Einschließen von gasförmigen HIP-Medien in dem
Gegenstand. Alle winzigen Mengen an Laves-Phase, die während der
Erstarrung der Legierung gebildet werden kann, werden
während der HIP-Behandlung nach dem Gießen ohne weiteres
aufgelöst, so daß in dem gegossenen und HIP-behandelten
Zustand das Mikrogefüge keine Laves-Phase und kein
eingeschlossenes Gas enthält. Wenn die gegossenen und
HIP-behandelten Gegenstände anschließend wärmebehandelt worden sind,
haben sie mechanische Eigenschaften, die mit denen von
ähnlich bearbeiteter IN718 vergleichbar sind, und sind
beträchtlich besser schweißbar als ähnlich bearbeitete IN718.
-
In diesen Legierungen kann der Molybdängehalt wahlweise auf
einen Wert zwischen null und 3,3 Gewichtsprozent verringert
werden. Molybdän beeinflußt auch die Menge an Laves-Phase,
die sich in dem Gußmikrogefüge bildet, aber nicht in dem
Ausmaß, wie es Cr tut. Der Zusammensetzungsbereich für die
erfindungsgemäßen Legierungen ist, in Gewichtsprozent,
10-15 Cr, 0-3,3 Mo, 0,65-1,25 Ti, 4,75-5,5 Nb + Ta, 15-24 Fe,
0,2-0,8 Al, wobei der Rest Ni + Co ist.
-
Die vorstehenden und andere Merkmale und Vorteile der
vorliegenden Erfindung werden im Lichte der folgenden
ausführlichen Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
derselben, wie sie in der beigefügten Zeichnung dargestellt
sind, deutlicher werden.
-
Fig. 1 ist ein Schliffbild (10X), das Gaslöcher in einer
Schweißung auf einer IN718-Testprobe zeigt;
-
Fig. 2 ist ein Schliffbild (50X), das HAZ-Mikrorisse in
einer Schweißung auf einer IN718-Testprobe zeigt;
-
Fig. 3 ist ein Schliffbild (100X) von IN718, die mit etwa
2,8ºC (5ºF) pro Minute erstarrt ist, das eine
Laves-Phasenausscheidung zeigt;
-
Fig. 4 ist ein Schliffbild (100X) von IN718, erstarrt mit
etwa 83ºC (150ºF) pro Minute, das eine
Laves-Phasenausscheidung zeigt;
-
Fig. 5 zeigt die Beziehung zwischen der Laves-Phasenbildung
in IN718 und den Erstarrungsgeschwindigkeiten;
-
Fig. 6, 6a und 6b zeigen die Beziehung zwischen der Laves-
Phasenbildung und dem Chromgehalt bei den erfindungsgemäßen
Legierungen und bei IN718;
-
Fig. 7a und 7b sind Schliffbilder (250X) von Proben aus der
Legierung LF1 bzw. IN718; und
-
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung, die das
vergleichsweise Niederzyklusermüdungsverhalten von Proben aus der
Legierung LF1 und der Legierung IN718 zeigt.
-
Aus der obigen Erläuterung ist zu erkennen, daß, wenn IN718
so gegossen wird, daß sie mit einer langsamen
Geschwindigkeit erstarrt, sich beträchtliche Mengen an Laves-Phase
bilden, die Schweißbarkeit nachteilig beeinflußt wird und
die mechanischen Eigenschaften verschlechtert werden. Diese
Nachteile deuten die Notwendigkeit einer
Legierungszusammensetzung an, die im Zustand, so wie gegossen, ein
Mikrogefüge hat, das wesentlich frei von
Laves-Phasenausscheidung ist, selbst nach Erstarrung mit langsamer
Geschwindigkeit; eine solche Legierung würde keinen Einschluß des
Hochdruckgases während der HIP-Behandlung erfahren, und es
würde bei ihm auch keine HAZ-Mikrorißbildung auftreten.
Eine zusätzliche Forderung war, daß gegossene und HIP- und
wärmebehandelte Gegenstände Zugfestigkeitseigenschaften
haben, die mit denen von ähnlich bearbeiteter IN718
vergleichbar sind, welche ein Laves-freies Mikrogefüge hatte,
z. B. gegossene IN718, verarbeitet gemäß der oben erwähnten
US-A-4 662 951.
-
Geschmiedete IN718-Bauteile leiden wahrscheinlich nicht an
Eigenschafts- und Bearbeitungsverschlechterung, die mit dem
Vorhandensein von im gegossenen Zustand vorhandener Laves-
Phase verbunden ist, weil während der mechanischen
Bearbeitung des Bauteils bei hoher Temperatur jedwede Laves-Phase,
die während der Erstarrung des Augangsblockes sich gebildet
haben kann, aufgebrochen und aufgelöst wird. Infolge der
reduzierten Seigerung des geschmiedeten Produkts sowie der
reduzierten Korngröße desselben sind die mechanischen
Eigenschaften von geschmiedeter IN718 besser als die von
Gußmaterialien, was auch für geschmiedete Legierungen gilt,
die Zusammensetzungen ähnlich der von IN718 haben und von
denen einige in den US-A-3 046 108, 3 758 295 und 4 231 795
beschrieben sind. Bei diesen Legierungen ist jedoch das
Erzielen der gewünschten Eigenschaften von der
thermomechanischen
Bearbeitung abhängig, vgl. z. B. die Erläuterung in
der US-A-3 046 108 in Spalte 3, beginnend in Zeile 31. Im
nichtgeschmiedeten Zustand dürften diese bekannten
Legierungen nicht ebenso brauchbar sein.
-
Zum Identifizieren einer Legierungszusammensetzung, die
frei von Laves-Phasenausscheidung in dem Zustand so wie
gegossen war, wurde ein Labortestprogramm durchgeführt, um
die Auswirkungen von verschiedenen Elementen auf die
Bildung der Laves-Phase während der Erstarrung mit langsamer
Geschwindigkeit zu ermitteln. In der ersten Phase des
Programms wurde untersucht, ob eine Zusammensetzung, die noch
innerhalb des breiten IN718-Bereiches liegt, ein im
wesentlichen Laves-freies Mikrogefüge erzeugen konnte. Die
spezifischen Zusammensetzungen, die in dieser Phase des
Programms ausgewertet worden sind, sind in Tabelle III
angegeben. Die Erstarrungsgeschwindigkeit für diese Proben war
ziemlich langsam, etwa 2,8ºC (5ºF) pro Minute, was eine
Geschwindigkeit darstellte, die für dicke Querschnitte in
großen Gußstücken üblich ist.
-
In Tabelle III ist der Zusammensetzungsbereich für IN718
ebenso wie eine typische IN718-Zusammensetzung (Legierung
SS9) angegeben. Die Menge an Laves-Phase in dem Mikrogefüge
wurde durch optische Messungen ähnlich denjenigen bestimmt,
mit denen die Daten in Fig. 5 erzeugt worden sind. In der
Tabelle bedeutet "große" Menge an Laves-Phase ein
Mikrogefüge, das durch etwa 4-5 Flächenprozent Laves-Phase
gekennzeichnet ist, wie es in Fig. 3 angegeben ist. In der
Tabelle ist zu erkennen, daß Variieren der Gehalte an Si, Cr
und Nb innerhalb des IN718-Zusammensetzungsbereiches nicht
zu irgendeiner merklichen Änderung im Laves-Phasengehalt im
Zustand so wie gegossen führte.
-
Tests wurden dann ausgeführt, um die Auswirkung von
niedrigeren Cr-Gehalten auf die Laves-Phasenbildung zu ermitteln,
d. h. von niedrigeren Cr-Gehalten, als sie durch den IN718-
Bereich zugelassen werden. Legierungen, die 13 und 15
Gewichtsprozent Cr enthielten, wurden ausgewertet. Die
anderen Elemente blieben auf den Werten, die für die Legierung
SS9 (Tabelle III), der nominellen IN718-Zusammensetzung,
angegeben sind. Diese Tests ergaben, daß sogar bei einer
langsamen Erstarrungsgeschwindigkeit die Bildung der Laves-
Phase beträchtlich von dem Cr-Gehalt in der Legierung
abhängig war, wie es in den Fig. 6, 6a und 6b gezeigt ist. Es
sei beachtet, daß in Fig. 6 Datenpunkte mit 6a und 6b
bezeichnet sind. Schliffbilder der Proben, die diesen
Datenpunkten entsprechen, sind in den Fig. 6a bzw. 6b gezeigt.
Es war überraschend, daß durch diese Reduktion im Cr-Gehalt
die Laves-Phase reduziert wurde, da durch
Mikrosondenanalyse festgestellt wurde, daß, anders als Ni, das
Hauptelement in der Laves-Phase Nb ist, wie oben dargelegt. Es war
auch überraschend im Hinblick auf die oben erwähnte
US-A-4 431 443, die angibt, daß die Laves-Phase Ni&sub2; Nb ist.
-
Zusätzliche Tests zeigten, daß das Reduzieren des
Mo-Gehalts von 3% auf 1% ebenfalls die Menge an Laves-Phase im
Zustand so wie gegossen in einer Legierung reduzierte, die
13% Cr enthielt, obgleich die Auswirkung des Reduzierens
des Mo-Gehalts von 3% auf 1% auf die Laves-Phasenbildung
nicht so dramatisch war wie die Auswirkung des Reduzierens
des Cr-Gehalts unter die nominellen 19%.
-
Zum Auswerten des Mikrogefüges und der mechanischen
Eigenschaften von Legierungen mit niedrigem Cr-Gehalt wurden
vier vakuuminduktionsgeschmolzene (VIM) Materialchargen von
113 kg (250 Pfund) hergestellt. Die tatsächlichen
chemischen Zusammensetzungen für diese Chargen, die mit LF1a,
LF1b, LF2a und LF2b in Tabelle IV bezeichnet sind, sind in
der Tabelle ebenfalls angegeben. Wegen der Ähnlichkeit in
der chemischen Zusammensetzung der Chargen LF1a und LF1b
werden sie im folgenden kollektiv mit LF1 bezeichnet.
Außerdem, wegen der Ähnlichkeit in der chemischen
Zusammensetzung der Chargen LF2a und LF2b werden sie im folgenden
kollektiv mit LF2 bezeichnet.
-
In der Tabelle ist zu erkennen, daß beide Legierungschargen
(LF1 und LF2) etwa 12% Cr enthielten, daß die Legierung LF1
etwa 3% Mo enthielt, wogegen die Legierung LF2 etwa 1% No
enthielt. Im übrigen war die Zusammensetzung von beiden
Legierungen einer typischen IN718-Zusammensetzung ähnlich,
mit Ausnahme der Tatsache, daß in diesen modifizierten
Legierungen der Fe-Gehalt auf etwa 18 festgesetzt wurde; in
IN718 ist Fe das "Rest-Element". Grenzwerte für die
Elemente, die üblicherweise als Verunreinigungen in diesen
Arten von Legierungen vorhanden sind, sind ebenfalls in der
Tabelle angegeben.
-
Zum Kennzeichnen dieser Legierungen mit niedrigem Cr-Gehalt
und zum Vergleichen derselben mit IN718 wurden zwei
verschiedene Triebwerksbauteile mit den chemischen
Zusammensetzungen der Legierung LF1, LF2 und IN718 durch
Präzisionsguß unter im wesentlichen identischen Bedingungen unter
Verwendung von bekannten Techniken hergestellt. In
Gasturbinentriebwerken, die heute im Gebrauch sind, sind diese
besonderen Triebwerksbauteile gegenwärtig Gußstücke aus
IN718. Ein Bauteil hatte einen Durchmesser von etwa 38,1 cm
(15 Zoll) und wog etwa 6,8 kg (15 Pfund). Das zweite
Bauteil hatte einen Durchmesser von etwa 86,36 cm (34 Zoll)
und wog etwa 13,6 kg (30 Pfund). Die metallographische
Überprüfung eines Bauteils im Zustand so wie gegossen (Fig.
7a und 7b) ergab praktisch keine Laves-Phase in den
Legierungen LF1 und LF2, wogegen die IN718-Proben bescheidene
Mengen an Laves-Phase enthielten. Die Laves-Phase in IN718
ist durch Pfeile in Fig. 7b gezeigt. Diese Menge war
beträchtlich kleiner als die Menge, die üblicherweise in
langsam abgekühlten Bereichen von großen, komplexen
Gußstücken beobachtet wird. Außerdem hatte die Laves-Phase
nicht den untereinander verbundenen Aufbau, wie er in Fig.
3 gezeigt ist. Trotzdem war ziemlich klar, daß die
modifizierten Legierungen, die etwa 12% Chrom enthalten, eine
geringere Neigung zur Bildung der Laves-Phase während der
Erstarrung als die IN718-Zusammensetzung hatten.
-
Zum Auswerten der mechanischen Eigenschaften der einen
niedrigen Cr-Gehalt aufweisenden Legierungen LF1 und LF2
relativ zu IN718 wurden Proben im HIP- und wärmebehandelten
Zustand getestet. Die HIP-Behandlung war 1190ºC (2175ºF)
für 4 Stunden bei 103,4 MPa (15000 psi). Zum Auswerten der
Auswirkung von verschiedenen Wärmebehandlungsbedingungen
auf die Zugfestigkeitseigenschaften der Legierungen LF1 und
LF2 wurden zwei verschiedene Wärmebehandlungspläne benutzt.
In den Tabelle V und VI, welche die Ergebnisse von Zugtests
bei 21ºC (70ºF) bzw. 649ºC 1200ºF) präsentieren,
beinhaltete die mit "1" bezeichnete Wärmebehandlung eine
Stabilisierungsbehandlung bei 871ºC (1600ºF) für 10 Stunden,
eine Lösungsbehandlung bei 954ºC (1750ºF) für 1 Stunde
und eine Ausscheidungs(Alterungs)-Behandlung bei 732 ºC
(1350ºF) für 8 Stunden, gefolgt von einer Abkühlung im
Ofen mit einer Geschwindigkeit von wenigsten 55ºC (100ºF)
pro Stunde auf 663ºC (1225ºF), Halten bei 663ºC (1225ºF)
für 8 Stunden, und dann Abkühlen auf Raumtemperatur.
Die Wärmebehandlung, die in den Tabellen mit "2" bezeichnet
ist, beinhaltete eine Stabilisierungsbehandlung bei 871ºC
(1600ºF) für 24 Stunden; die Lösungs- und
Alterungsbehandlungen waren dieselben wie bei der Wärmebehandlung 1.
-
In den Tabellen ist zu erkennen, daß die einen niedrigen
Cr-Gehalt aufweisenden Legierungen LF1 und LF2
Zugfestigkeitseigenschaften haben, die mit den Eigenschaften von
gegossener HIP- und wärmebehandelter IN718 insgesamt
vergleichbar sind. Die IN718-Eigenschaften sind zwar etwas
besser als die Eigenschaften der Legierungen LF1 und LF2
bei 21ºC (70ºF), das dürfte jedoch von geringer
praktischer Bedeutung sein. Die höhere Testtemperatur (d. h. 649 ºC
(1200ºF)) ist für übliche Betriebstemperaturen in den
Bereichen repräsentativ, in denen Bauteile, die diese
Zusammensetzung haben, wahrscheinlich benutzt werden. Daher
müssen bei dieser Temperatur die
Zugfestigkeitseigenschaften der einen niedrigen Cr-Gehalt aufweisenden Legierungen
mit IN718 vergleichbar sein; Tabelle VI zeigt, daß diese
Forderung erfüllt worden ist.
-
Isothermische Niederzyklusermüdungs- (low cycle fatigue
oder LCF) Tests sind bei 593ºC (1100ºF) an gegossenen
sowie HIP- und wärmebehandelten Legierung-LF1- und
IN718-Proben ausgeführt worden. Gemittelte Vortestergebnisse, die in
Fig. 8 gezeigt sind, zeigen, daß Legierung-LF1-Proben,
LCF-Eigenschaften haben, die mit denen von IN718-Proben
vergleichbar sind.
-
Es zeigte sich, daß die modifizierten Legierungen dieselbe
Gießbarkeit wie IN718 haben. "Gießbarkeit" ist ein Maß für
die Fähigkeit einer Legierung, eine Form auszufüllen und zu
erstarren, ohne daß es zur Bildung von Warmrissen oder zu
übermäßiger Schrumpfungsporosität kommt. Tests haben
gezeigt, daß die einen niedrigen Cr-Gehalt aufweisenden
Legierungen LF1 und LF2 ebenso wie IN718 ihre Formen
erfolgreich ausgefüllt haben und daß die sich ergebenden
Gußstücke eine vergleichbare Anzahl von Fehlern auf und unter
der Oberfläche aufwiesen. Es ist daher geschlossen worden,
daß alle drei Legierungen eine vergleichbare Gießbarkeit
hatten.
-
Weil große, komplexe Gußstücke Fehler im Zustand so wie
gegossen aufweisen können, müssen sie schweißbar sein, damit
solche Fehler repariert werden können. Weil wenig oder
keine Laves-Phase in kleinen Gußstücken aus den Legierungen
LF1 und LF2 beobachtet worden ist, während IN718-Gußstücke
Laves-Phase enthielten, werden diese einen niedrigen
Cr-Gehalt aufweisenden Legierungen nicht an Laves-Phasenbildung
leiden, selbst wenn sie mit langsamen Geschwindigkeiten
erstarren, und infolgedessen werden sie nicht an einem
unakzeptablen Grad an Ausgasung, Schweißspritzern oder
HAZ-Mikrorißbildung leiden, wenn sie geschweißt sind; daher
werden diese Legierungen als schweißbar betrachtet.
Tatsächlich haben Tests gezeigt, daß die Legierungen nach
der Erfindung schweißbarer sind als die Standardlegierung
IN718.
-
Große Konstruktionsgußstücke, die eine Zusammensetzung
innerhalb des Bereiches haben, der in Tabelle IV angegeben
ist, können unter Verwendung von im Stand der Technik
bekannten Gießtechniken produziert werden. Ein bevorzugtes
Verfahren besteht darin, jungfräuliches Ausgangsmaterial
durch Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) aufzuschmelzen und
das schmelzflüssige Metall in einer Präzisionsgießform
erstarren zu lassen. Die Verwendung von jungfräulichem
Ausgangsmaterial wird zwar bevorzugt, es wird jedoch
angenommen, daß Rücklauf- oder Schrottmaterial ebenfalls benutzt
werden kann.
-
Zum Schließen der nicht mit der Oberfläche in Verbindung
stehenden Porosität und zum Auflösen von jedweden geringen
Mengen an Laves-Phase, die sich in dem Gußstück bilden
kann, wird das Bauteil nach dem Gießen vorzugsweise
HIP-behandelt. Eine HIP-Behandlung, die eine günstige Reduktion
der Porosität ergeben sowie zur Auflösung der Laves-Phase
geführt hat, ist 1190ºC (2175ºF) für 4 Stunden bei 103,4
MPa (15000 psi). Der Fachmann wird jedoch erkennen, daß
andere Temperatur-, Zeit- und Druckkombinationen
gleichermaßen günstige Ergebnisse mit sich bringen können. Da die
Laves-Phase in die γ-Matrix hinein während der
HIP-Behandlung bei erhöhter Temperatur aufgelöst wird, ist es nicht
notwendig, daß das Mikrogefüge so wie gegossen gänzlich
frei von Laves-Phasenausscheidung ist. Vielmehr braucht das
Mikrogefüge so wie gegossen lediglich im wesentlichen frei
von relativ durchgehender Laves-Phase zu sein, d. h., es
kann eine kleine Menge an Laves-Phase enthalten, und zwar
weniger als etwa 2 Flächenprozent.
-
Wenn irgendwelche Oberflächendefekte wie Porosität oder
Einschlüsse in dem Gußstück nach der HIP-Behandlung
festgestellt werden, können diese Defekte beseitigt werden, z. B.
durch Abschleifen. Diese Bereiche können dann durch
Schweißen repariert werden, vorzugsweise unter Verwendung von
Schweißzusatzmetall (z. B. Stab oder Draht), das eine
Zusammensetzung innerhalb des in Tabelle IV angegebenen
Bereiches
hat. Diese besondere Zusammensetzung wird benutzt, um
jedwede Inkompatibilitäten zwischen der Schweißraupe und
dem Grundmetall zu vermeiden. Vor dem Schweißen wird das
Bauteil vorzugsweise wie folgt wärmebehandelt: 871º + 14ºC
(1600º ± 25ºF)/10-24 Stunden (Abkühlung an Luft), gefolgt
von 954º ± 14ºC (1750º ± 25ºF)/1 Stunde (Abkühlung an
Luft). Anschließend an das Schweißreparieren wird das
Bauteil erneut inspiziert, um die Wirksamkeit des
Schweißvorganges zu ermitteln. Wenn keine weiteren Defekte gefunden
werden, wird das Bauteil weiter wie folgt wärmebehandelt:
954º ± 14ºC (1750ºF ± 25ºF)/1 Stunde (Abkühlung an
Luft), gefolgt von 732º ± 14ºC (1350º ± 25ºF)/8 Stunden
(Ofenabkühlung auf 663ºC (1225ºF)), gefolgt von 663ºC ± 14ºC
(1225º ± 25ºF)/8 Stunden (Abkühlung an Luft). Diese
Wärmebehandlung optimiert die mechanischen Eigenschaften
der Legierung.
TABELLE I ZUGFESTIGKEITSEIGENSCHAFTEN VON IN718 BEI 649ºC (1200ºF)
Eigenschaften geschmiedet gegossen + HIP-behandelt 0,2% Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Querschnittsreduktion Dehnung
TABELLE II AUSWIRKUNG DER LAVES-PHASE AUF DIE ZUG- UND ZEITSTANDFESTIGKEITSEIGENSCHAFTEN VON GEGOSSENER, HIP- UND WÄRMEBEHANDELTER IN718 BEI 21ºC UND 649ºC
Eigenschaft Laves-Phase im Mikrogefüge Laves-freies Mikrogefüge 0,2%-Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Querschnittsreduktion Dehnung Zeitstandfestigkeit (Stunden bei 620,5 MPa) * Proben, denen eine vorhergehende HIP-Wärmebehandlung gegeben worden ist, um im wesentlichen sämtliche Laves-Phasenausscheidung, die im Zustand so wie gegossen vorhanden ist, aufzulösen.
TABELLE III LAVES-PHASE IM MIKROGEFÜGE IM ZUSTAND SO WIE GEGOSSEN FÜR
LEGIERUNGEN INNERHALB DES IN718-BEREICHES (2,8ºC/min ERSTARRUNGSGESCHWINDIGKEIT)
Legierung Laves-Menge Rest groß * Typische IN718-Zusammensetzung. ** Eine "große" Menge an Laves-Phasenausscheidung ist in Fig. 3 gezeigt.
TABELLE IV LAVES-FREIE LEGIERUNGSZUSAMMENSETZUNGEN
Element Zusammensetzungsbereich Rest
TABELLE IV fortgesetzt
Element Zusammensetzungsbereich
TABELLE V LEGIERUNGSZUGEIGENSCHAFTEN BEI 21ºC; PROBEN,
ENTNOMMEN AUS GEGOSSENEN, HIP- UND WÄRMEBEHANDELTEN TRIEBWERKSBAUTEILEN
Legierung Wärmebeh. 0,2%-Dehngrenze Spezif. Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsreduktion
TABELLE VI LEGIERUNGSZUGEIGENSCHAFTEN BEI 649ºC; PROBEN,
ENTNOMMEN AUS GEGOSSENEN, HIP- UND WÄRMEBEHANDELTEN TRIEBWERKSBAUTEILEN
Legierung Wärmebeh. 0,2%-Dehngrenze Spezif. Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsreduktion
TABELLE VI fortgesetzt
Legierung Wärmebeh. 0,2%-Dehngrenze Spezif. Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsreduktion