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Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren
zum Herstellen eines gegossenen, γ'' - γ' - verstärkten
Nickelsuperlegierungsgegenstands und auf den durch dieses
Verfahren erzielbaren Gegenstand.
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Die Erfindung bezieht sich auf gegossene
Nickelsuperlegierungen und insbesondere auf Zusammensetzungen, die beim
Gießen von großen Bauteilen zur Verwendung in
Gasturbinentriebwerken brauchbar sind.
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Superlegierungen sind Werkstoffe, die üblicherweise auf
Nickel, Kobalt oder Eisen basieren und brauchbare
mechanische Eigenschaften bei Temperaturen in der Größenordnung
von 538ºC (1000ºF) und darüber haben. Wegen ihrer
erwünschten Eigenschaften haben Superlegierungen in
Gasturbinentriebwerken zahlreiche Verwendungszwecke gefunden. Im
allgemeinen werden die Bauteile für Gasturbinentriebwerke
entweder gegossen, durch pulvermetallurgische Techniken
hergestellt oder aus thermomechanisch bearbeiteten
Produktformen wie Schmiedestücken, Platten und Blech
hergestellt und spanabhebend bearbeitet. Einige
Legierungszusammensetzungen, die in geschmiedeter Form besonders brauchbar
sind, sind in den US-A-3 046 108, 3 758 295 und 4 231 795
beschrieben. Es ist ein Ergebnis der thermomechanischen
Bearbeitung, daß Gegenstände, die diese Zusammensetzungen
haben, ihr gewünschtes Mikrogefüge und ihre gewünschten
Eigenschaften erreichen. Ohne diese Bearbeitung kann es
vorkommen, daß diese bekannten Zusammensetzungen nicht
brauchbar sind, vgl. z. B. die Erläuterung in der US-A-3 046 108
in Spalte 3, beginnend in Zeile 31. Das Mikrogefüge und die
Eigenschaften von geschmiedeten Produkten werden häufig
nicht in großen, komplizierten Gußstücken verwirklicht, und
zwar wegen einer langsamen Abkühlgeschwindigkeit während
der Erstarrung der Gußstücke, die zu einer groben Korngröße
und Seigerung führt. Die Herstellung und die spanabhebende
Bearbeitung von komplizierten Bauteilen aus verschiedenen
Bearbeitung von komplizierten Bauteilen aus verschiedenen
komplizierten Bauteilen aus verschiedenen
thermisch-mechanisch bearbeiteten Produktformen ist zwar möglich, der
Prozeß ist jedoch arbeitsaufwendig und erzeugt viel Schrott.
Aus diesen Gründen ist er ziemlich teuer und es wird die
Verwendung von Gußstücken bevorzugt. Manchmal werden
Gußstücke isostatisch heißgepreßt (HIP'd) um die Eigenschaften
zu verbessern.
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Die FR-A-1 245 795 beschreibt eine Nickelsuperlegierung,
die, in Gewichtsprozent, aus 10-25 Cr, 0-7 Mo, 0,2-2 Ti,
0,2-2 Al, 45-80 Ni+Co, 3-8 Nb+Ta und 0-40 Fe besteht.
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Die US-A-4 302 256 beschreibt eine Nickelsuperlegierung,
die, in Gewichtsprozent, aus 0-30 Cr, 0-20 No, 0-10 Ti, 0-
10 Al, 0-10 Nb+Ta, 0-20 Fe, 0-20 W, Rest Ni+Co besteht.
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Die gut bekannte Nickelsuperlegierung INCONE®-Legierung
718 wird seit vielen Jahren in der
Gasturbinentriebwerksindustrie 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 in Aerospace Materials
Specifications (ANS) 5663 (geschmiedete Werkstoffe) und 5383
(gegossene Werkstoffe) beschrieben. Gemäß ANS 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, 1,05-1,75 Al+Ti, 0,0-0,35 Si, 0,0-
0,006 B, 0,0-0,3 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.
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Fortschrittliche Triebwerkskonstruktionen sind bereits
vorgeschlagen worden, die eine Legierung verlangen, welche zu
großen, komplexen Bauteilen mit nahezu der endgültigen Form
gegossen werden kann, wobei die zusätzliche Forderung darin
besteht, daß die Legierung größere
Zugfestigkeitseigenschaften als IN 718 hat. Gegossene Bauteile, die aus einer
solchen neuen Legierung hergestellt sind, könnten Bauteile
ersetzen, welche gegenwärtig aus geschmiedeten
IN718-Produkten hergestellt werden, ohne damit verbundenes
zusätzliches Gewicht und unter Einsparung an Kosten. Außerdem
könnten aufgrund der Forderung, daß diese neue Legierung
stärker als IN718 ist, Gußstücke der neuen Legierung
IN718-Gußstücke ersetzen, mit Gewichtseinsparungen und zu gleichen
oder geringeren Kosten.
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Ein Entwicklungsprogramm wurde anfänglich durchgeführt, um
die Möglichkeit das Feingießens von IN718 zu großen
Bauteilen für Gasturbinentriebwerke zu prüfen. Selbst nach dem
Lösen von vielen mit dem Gießen verbundenen Problemen waren
noch Porosität, Seigerung und Einschlüsse in den Gußstücken
in unerwünschten Ausmaßen vorhanden. In Gußstücken, die
langsam erstarrten, war eine beträchtliche Menge an Laves-
Phase in interdendritischen Bereichen vorhanden. Die Laves-
Phase verschlechtert die Schweißbarkeit und die
mechanischen Eigenschaften von Gußstücken beträchtlich. Defekte
wie Porosität und Einschlüsse sind ebenfalls für die
mechanischen Eigenschaften nachteilig; alle drei Defekttypen
müssen eliminiert werden, wenn die Verwendung von großen
IN718-Gußteilen praktikabel werden soll.
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Die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung resultieren
aus einem Programm zum Entwickeln von Legierungen, die in
dem gegossenen + isostatisch heißgepreßten +
wärmebehandelten Zustand stärker sind als ähnlich verarbeitete IN718 und
die Zugfestigkeitseigenschaften haben, welche sich
denjenigen von geschmiedeten IN718-Produkten nähern. Außerdem muß
es möglich sein, die Legierungen zu großen, komplexen und
nahezu endgültigen Formen gießen zu können, und sie müssen
schweißbar sein.
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Das Verfahren nach der vorliegenden Erfindung beinhaltet
die Schritte, die im Anspruch 1 gezeigt sind, sowie einen
Superlegierungsgegenstand, wie er im Anspruch 4 definiert
ist.
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Die Legierungen, die bei dem Verfahren nach der
vorliegenden Erfindung benutzt werden, sind Modifikationen der
IN7I8-Zusammensetzung. Gußstücke, die aus den
erfindungsgemäßen Legierungen hergestellt sind, sind in dem
nichtgeschmiedeten Zustand brauchbar. In dem gegossenen +
isostatisch heißgepreßten + wärmebehandelten Zustand haben diese
Gegenstände beträchtlich verbesserte
Zugfestigkeitseigenschaften im Vergleich zu ähnlich verarbeiteten
IN718-Gegenständen. Diese Verbesserungen resultieren aus dem
Vergrößern des Gehalts an Nb+Ta auf Werte von bis zu etwa 6,5%
und durch Vergrößern des Gehalts an Ti auf Werte von bis zu
etwa 2,25%. Wolfram kann optional in Mengen von bis zu etwa
6,5% vorhanden sein. Die Legierungen haben eine reduzierte
Tendenz zur Ausscheidung von Laves-Phase während der
Erstarrung im Vergleich zu IN718; das wird erreicht durch
Begrenzen des Gehalts an Cr in den Legierungen auf Werte
zwischen etwa 10-15% und durch Verringern des Mindestgehalts
an Mo auf null. Der Zusammensetzungsbereich für die
Legierungen nach der Erfindung beträgt, in Gewichtsprozent, 5,5-
6,5 Nb+Ta, 0,65-2,25 Ti, 0-6,5 W, 10-15 Cr, 0-3,3 Mo, 15-24
Fe, 0,2-0,8 Al, wobei der Rest Ni+Co ist.
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Die Legierungen nach der Erfindung sind besonders
brauchbar, da sie zu großen, komplexen Formen gegossen werden
können und schweißbar sind. In dem isostatisch
heißgepreßten + wärmebehandelten Zustand weisen Gegenstände, die
diese Zusammensetzung haben, wenigstens eine Zunahme von
25% in den Zugfestigkeitseigenschaften bei 649ºC (1200ºF)
im Vergleich zu ähnlich verarbeiteter IN718 auf.
Infolgedessen können die Legierungen in Fällen benutzt werden, die
bessere Eigenschaften als gegossene IN718 oder äquivalente
Eigenschaften wie geschmiedete IN718 verlangen.
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Die vorstehenden und andere Merkmale und Vorteile der
vorliegenden Erfindung werden im Lichte der folgenden aus
führlichen Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
derselben deutlicher werden, die in der beigefügten Zeichnung
dargestellt sind.
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Die Fig. 1a und 1b sind Schliffbilder (100X), welche die
Auswirkung eines Chromgehalts auf die Bildung der Laves-
Phase zeigen; und
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die Fig. 2a-2d sind graphische Darstellungen der
Zugfestigkeitsdaten nach Tabelle V.
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Die Legierungen, die bei dem Verfahren nach der
vorliegenden Erfindung benutzt werden, sind
Zusammensetzungsmodifikationen der Legierung IN718; in dem gegossenen +
isostatisch heißgepreßten + wärmebehandelten Zustand haben
Gegenstände mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung
Zugfestigkeitseigenschaften, die beträchtlich besser sind als
diejenigen von ähnlich verarbeiteter IN718.
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Um eine gießbare Legierungszusammensetzung zu
identifizieren, die bessere Zugfestigkeitseigenschaften als gegossene
+ isostatisch heißgepreßte + wärmebehandelte IN718 hatte,
wurde ein Labortestprogramm durchgeführt, um die Auswirkung
von verschiedenen Elementen auf die mechanischen
Eigenschaften von Gußstücken zu bestimmen, die eine
Zusammensetzung ähnlich der durchschnittliche IN718-Zusammensetzung
haben. Die metallographische Überprüfung dieser neuen
Legierungen wurde ebenfalls durchgeführt, um ihre Neigung zur
Bildung der Laves-Phase zu prüfen.
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Die Zusammensetzungen der ausgewerteten Legierungen sind in
Tabelle I dargestellt, ebenso wie die Zusammensetzung für
IN718-Proben, die als eine Grundlinie ausgewertet wurden.
In der Tabelle ist zu erkennen, daß der nominelle Gehalt an
Nb+Ta in gegossener IN718 5,0 Gewichtsprozent beträgt.
Erhöhte Gehalte an Nb+Ta von 5,5 und 6 Gewichtsprozent wurden
ausgewertet. Der typische Gehalt an Ti in IN718 ist 1,0
Gewichtsprozent, und Legierungen, die 1,5 und 2
Gewichtsprozent Ti enthielten, wurden ausgewertet. Legierungen, die
bis zu 6 Gewichtsprozent Mo und bis zu 6 Gewichtsprozent W
enthielten, wurden ausgewertet. Chrom wurde in einigen
dieser Legierungen auf 12 Gewichtsprozent reduziert. Eisen
wurde auf 18 Gewichtsprozent festgelegt, und Ni+Co war das
"Restelement". Alle Legierungen enthielten C.
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Die Ergebnisse der Zugfestigkeitstests, die bei 649ºC
(1200ºF) an Proben ausgeführt wurden, die die
Zusammensetzung der Legierungen nach Tabelle I hatten, sind in Tabelle
II dargestellt. In der Tabelle ist zu erkennen, daß mit nur
geringen Ausnahmen alle modifizierten Legierungen 0,2% -
Dehngrenzen und aspezifische Zugfestigkeiten hatten, die im
Vergleich zu der IN718-Grundlinie verbessert waren. Die
Duktilitätswerte (d. h. die Dehnung und die
Querschnittsverringerung) waren für die modifizierten Legierungen im
allgemeinen gegenüber der IN718-Grundlinie reduziert. Wegen
der erhöhten Zugfestigkeiten der modifizierten Legierungen
war das jedoch nicht unerwartet.
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Die metallographische Überprüfung der Legierung nach
Tabelle II zeigte, daß Chrom einen bedeutsamen Einfluß auf
die Menge der Laves-Phase in dem Mikrogefüge, wie es sich
durch Gießen ergab, ausübte. Das war überraschend, da die
primären Elemente in der Laves-Phase Ni und Nb sind. Die
Auswirkung von Cr in diesen Legierungen ist in den Fig. 1a
und 1b zu erkennen. Die in diesen Figuren gezeigten
Testproben wurden unter Verwendung von üblichen
metallographischen Techniken angefertigt. Zum Betonen der Ausscheidung
an Laves-Phase wurden die Testproben mit einer wässerigen
Lösung, die 10% Oxalsäure enthielt, elektrolytisch geätzt.
In diesen Schliffbildern erscheint die Laves-Phase als die
weiße Phase in interdendritischen Gebieten. Die dunkle
Phase, die die Laves-Phase umgibt, ist überwiegend die γ''
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- Verfestigungsphase Ni&sub3;Nb. Die Matrixphase IN718 ist ein
γ - Nickelmischkristall. In den Figuren ist zu erkennen,
daß es in einer Legierung, die 19% Cr enthält (Legierung 13
in Tabelle I) eine beträchtliche Menge an Laves-Phase in
dem Mikrogefüge in Form eines in sich verbundenen Netzwerks
von Präzipitat gibt. In einer Legierung, die 12% Cr enthält
(Legierung 9 in Tabelle I), ist die Menge an Lavesphase
beträchtlich verringert. Außerdem ist die Laves-Phase in der
Legierung-9 -Testprobe in Form von isolierten
Präzipitatpools vorhanden, im Vergleich zu dem in sich verbundenen
Netzwerk bei der Legierung 13.
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Als ein Ergebnis der Verbesserung der mechanischen
Eigenschaften, die durch die erhöhten Gehalte an Nb, Ti und W
erzeugt werden, und der Verringerung der Laves-Phase, die
durch den verringerten Cr-Gehalt verursacht wurde, wurden
113 kg (250 Pfund) vakuuminduktionsgeschmolzene (VIM)
Materialchargen angefertigt. Der Sollzusammensetzungsbereich
für diese Chargen ist in Tabelle III angegeben. Die
tatsächliche chemische Zusammensetzung für die Chargen, die
mit HS 1 und HS 2 bezeichnet sind, sind in der Tabelle
ebenfalls angegeben.
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In der Tabelle ist zu erkennen, daß alle zwei Legierungen
etwa 12% Cr enthielten; die mit HS1 bezeichnete Legierung
enthielt etwa 3% Mo, wogegen die mit HS2 bezeichnete
Legierung etwa 1% No enthielt. HS1 und HS2 enthielten nahezu 6%
Nb+Ta und 2% Ti. Ansonsten waren die Zusammensetzungen
einer typischen IN718-Zusammensetzung ähnlich, mit Ausnahme
der Tatsache, daß wie bei den Legierungen nach Tabelle I
der Fe-Gehalt auf etwa 18 festgelegt war und daß Ni+Co das
"Rest"-Element war.
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Zum Bestimmen der mechanischen Eigenschaften dieser
modifizierten Legierungen gegenüber IN718 wurden zwei
verschiedene Triebwerksbauteile (die in gegenwärtigen Triebwerken
in IN718 gegossen werden) unter Verwendung von bekannten
Techniken durch Feingießen hergestellt. Bauteile aus allen
drei Legierungen (IN718, HS1 und HS2) wurden unter im
wesentlichen identischen Bedingungen gegossen und dann bei
1190ºC (2175ºF) für 4 Stunden bei 103,4 MPa (15 000 psi)
isostatisch heißgepreßt, um nicht mit der Oberfläche
verbundene Porosität zu schließen. Anschließend an die
isostatische Heißpreßbehandlung wurde jedes Bauteil
wärmebehandelt, um die mechanischen Eigenschaften zu optimieren. Die
Wärmebehandlung für die IN718-Testproben bestand aus einer
Stabilisierungsbehandlung bei 871ºC (1600ºF) für 10
Stunden, einer Lösungsglühbehandlung bei 954ºC (1750ºF) für 1
Stunde und einer Ausscheidungs (Alterungs-)-Behandlung bei
732ºC (1350ºF) für 8 Stunden, gefolgt von einer Abkühlung
im Ofen mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 55ºC (100ºF)
pro Stunde auf 663ºC (1225ºF), Halten auf 663ºC
(1225ºF) für 8 Stunden und dann Abkühlen auf
Raumtemperatur. Die Wärmebehandlung für alle beiden modifizierten
Legierungen war ähnlich der für IN718, mit der Ausnahme, daß
die Stabilisierungsbehandlung eliminiert wurde und die
Lösungsglühbehandlung bei 1051ºC (1925ºF) für 1 Stunde
stattfand; die Alterungsbehandlung war dieselbe wie für
IN718. Die Ergebnisse von Zugtests, die bei 21ºC (70ºF)
und 649ºC (1200ºF) ausgeführt wurden, sind in den
Tabellen IV und V dargestellt. In den Fig. 2a-2d sind die Daten
für 649ºC (1200ºF) aus Tabelle V gemittelt und in Form
eines Balkendiagramms aufgetragen worden.
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Zur Verwendung in modernen Gasturbinentriebwerken sollte
eine gegossene + isostatisch heißgepreßte + wärmebehandelte
Legierung IN718 eine 0,2%-Dehngrenze bei 649ºC (1200ºF)
von mindestens etwa 620,5 MPa (90000 psi) und eine
spezifische Mindestzugfestigkeit bei 649ºC (1200ºF) von etwa
689,5 MPa (100000 psi) haben. Eine Betrachtung der Tabellen
IV und V und der Fig. 2a-2d zeigt, daß die Legierungen nach
der Erfindung in dem gegossenen + isostatisch
heißgepreßten + wärmebehandelten Zustand diese
Mindesteigenschaftsforderungen um wenigstens 25% übersteigen. Die
Legierung HS2, die die beste 0,2%-Dehngrenze und die beste
spezifische Zugfestigkeit der beiden modifizierten
Legierungen bei 649ºC (1200ºF) hatte, überschritt diese
Mindesteigenschaftsforderungen um mehr als 37%. Die Duktilität
der beiden modifizierten Legierungen ist mit der Duktilität
von IN718 vergleichbar.
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Ein Vergleich der Zugfestigkeitseigenschaften bei 649ºC
(1200ºF), die in Tabelle II angegeben sind, mit
denjenigen von Tabelle V zeigt einige Unterschiede, obgleich die
Legierungszusammensetzungen (Tabellen I, III) ähnlich
waren. Die beobachteten Unterschiede dürften der Tatsache
zuzuschreiben sein, daß die Erstarrungsgeschwindigkeit für
die Testproben von Tabelle II schneller war als die
Erstarrungsgeschwindigkeit für die Testproben von Tabelle V. Die
schnellere Erstarrungsgeschwindigkeit ergab im gegossenen
Zustand eine feinere Korngröße und bessere
Zugfestigkeitseigenschaften.
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Die metallographische Untersuchung der Testproben aus HS1
und HS2 in dem Zustand, wie sie gegossen wurden, zeigte,
daß sie aufgrund ihres niedrigeren Cr-Gehalts gegenüber
IN718 weniger Laves-Phase-Präzipitat enthielten als die
ähnlich verarbeiteten Gußstücke aus IN718. Das stimmte mit
den Beobachtungen überein, die in bezug auf die in Fig. 1
gezeigten Testproben gemacht wurden.
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Die modifizierten Legierungen wurden so beurteilt, daß sie
dieselbe Gießbarkeit wie IN718 hatten. "Gießbarkeit" ist
ein Maß für die Fähigkeit einer Legierung, eine Form
auszufüllen und ohne die Bildung von Heißrissen oder übermäßiger
Schrumpfungsporosität zu erstarren. Im allgemeinen ist die
Legierungsgießbarkeit um so besser, je geringer die Anzahl
an festgestellten Defekten ist. In Tests zum Auswerten der
relativen Gießbarkeit der erfindungsgemäßen Legierungen
gegenüber IN7I8 füllten alle Materialien ihre Formen
erfolgreich aus und enthielten eine vergleichbare Anzahl an
Defekten an der Oberfläche und unter der Oberfläche. Es wurde
daraus geschlossen, daß die Legierungen eine vergleichbare
Gießbarkeit hatten.
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Große Konstruktionsgußstücke, die die Zusammensetzung der
Legierungen der vorliegenden Erfindung haben, können unter
Verwendung von bekannten Gießtechniken hergestellt werden.
Ein bevorzugtes Verfahren besteht darin, jungfräuliches
Material durch Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) zu erschmelzen
und die Schmelze in einer Feingießform erstarren zu lassen.
Die Verwendung von jungfräulichem Material wird zwar
bevorzugt,
es wird jedoch angenommen, daß Altmaterial oder
Schrott ebenfalls benutzt werden kann.
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Zum Schließen von Porosität in den Gußstücken, die im
gegossenen Zustand vorhanden und nicht mit der Oberfläche
verbunden ist, sollte das Bauteil nach dem Gießen
isostatisch heißgepreßt werden. Eine isostatische
Heißpreßbehandlung, die eine günstige Reduktion in der Porosität ergeben
hat, erfolgte bei 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 erbringen können.
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Weil große, komplexe Gußstücke im gegossenen Zustand
Defekte aufweisen können, wie z. B. mit der Oberfläche
verbundene Porosität oder Einschlüsse, müssen sie schweißbar
sein, damit solche Defekte repariert werden können. Das
Vorhandensein von Laves-Phase in dem Mikrogefüge, so wie es
sich durch das Gießen ergibt, steigert die Tendenz zum
Ausgasen beim Schweißen und zur Erzeugung vom Schweißspritzern
beträchtlich. Gemäß Vincent, "Precipitation Around Welds In
The Nickel Base Superalloy, Inconel 718", Acta
Metallurgica, Band 33, Nr. 7, S. 1205-1216 (1985), ist die Laves-
Phase auch mit der Bildung von Mikrorissen in
wärmebeeinflußten Zonen verknüpft. Tests, die bislang ausgeführt
wurden, zeigen, daß sich die Laves-Phase in den Legierungen
nach der Erfindung in dem Ausmaß, das die Schweißbarkeit
nachteilig beeinflussen wird, nicht bilden werden.
Infolgedessen werden diese Legierungen als schweißbar betrachtet.
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Wenn Defekte wie Porosität oder Einschlüsse in Gußstücken
nach dem isostatischen Heißpressen festgestellt werden,
können diese Defekte entfernt werden, z. B. durch
Abschleifen. Diese Bereiche können dann durch Schweißen repariert
werden, z. B. unter Verwendung von
Lichtbogenschweißtechniken. Es wird bevorzugt, daß Schweißzusatzmetall (z. B. Draht
oder Stab), das eine Zusammensetzung in dem Bereich hat,
der in Tabelle III angegeben ist, benutzt werden kann, um
jegliche Inkompatibilitäten zwischen der Schweißraupe und
dem Grundmetall zu vermeiden. Vor dem Schweißen wird das
Bauteil vorzugsweise bei 1051ºC (1925ºF) für 1 Stunde
wärmebehandelt (Luftabkühlung). Anschließend an die
Schweißreparatur wird das Bauteil erneut inspiziert, und
wenn keine weiteren Defekte festgestellt werden, wird das
Bauteil wärmebehandelt, um die mechanischen Eigenschaften
zu optimieren, und zwar gemäß folgendem Plan: 1051 + 14ºC
(1925 º + 25ºF) 1 Stunde, gefolgt von 732 ± 14ºC (1350º ±
25ºF)/8 Stunden, Ofenabkühlung mit einer Geschwindigkeit
von etwa 55ºC/(100ºF) pro Stunde auf 663ºC (1225ºF)
gefolgt von 663 ± 14ºC (1225º ± 25ºF)/8 Stunden
(Luftabkühlung).
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Wegen der erwünschten mechanischen Eigenschaften von
Gußgegenständen, die die erfindungsgemäße Zusammensetzung haben,
und in Anbetracht ihrer Schweißbarkeit sind sie bei der
Herstellung von großen, komplexen Gußstücken zur Verwendung
in Turbomaschinen wie Gasturbinentriebwerken brauchbar. Sie
sind besonders brauchbar bei der Herstellung von Bauteilen
wie Diffusorgehäusen und Rotorscheiben.
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Die Erfindung ist zwar mit Bezug auf eine bevorzugte
Ausführungsform derselben gezeigt und beschrieben worden, dem
Fachmann dürfte jedoch klar sein, daß andere verschiedene
Änderungen und Weglassungen in der Form und im Detail darin
vorgenommen werden können, ohne den Schutzbereich der
Erfindung zu verlassen.
Tabelle I MODIFIZIERTE LEGIERUNGSZUSAMMENSETZUNGEN,
GEWICHTSPROZENT
Legierung Rest
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* Typische IN718-Zusammensetzung
Anmerkung:
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Die Legierungen 2-8, 10-11, 13, 15-18 liegen außerhalb der
Erfindung.
Tabelle II 649ºC (1200ºF) ZUGFESTIGKETTSEIGENSCHAFTEN VON MODI-
FIZIERTEN LEGIERUNGSZUSAMMENSETZUNGEN IM GEGOSSENEN +ISO-
STATISCH HEISSGEPRESSTEN + WÄRMEBEHANDELTEN ZUSTAND*
Legierung Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsverringerung
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* Testproben wärmebehandelt zum Lösungsglühen der
Deltaphase.
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** Testprobe fiel vorzeitig aus.
Anmerkung:
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Die Legierungen 2-8, 10-11, 13, 15-17 sind außerhalb
der Erfindung.
Tabelle III HOCHFESTE LEGIERUNGSZUSAMMENSETZUNGEN,
GEWICHTSPROZENT
Element Zusammensetzungsbereich Wolfram Niob + Tantal Titan Chrom Molybdän Eisen Aluminium Kohlenstoff Kobalt Nickel + Kobalt Rest Mangan Silicium Phosphor Schwefel Bor Kupfer Zirconium Blei Wismuth Selen
Tabelle IV LEGIERUNGSZUGFESTIGKEITSEIGENSCHAFTEN BEI 21ºC (70ºF);
TESTPROBEN SPANABHEBEND BEARBEITET AUS GEGOSSENEN + ISOSTATISCH
HEISSGEPRESSTEN + WÄRMEBEHANDELTEN TRIEBWERKSTELLEN
Legierung Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsverringerung
Tabelle IV Fortsetzung
Legierung Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsverringerung
Tabelle V LEGIERUNGSZUGFESTIGKEITSEIGENSCHAFTEN BEI 649ºC (1200ºF);
TESTPROBEN ENTNOMMEN AUS GEGOSSENEN + ISOSTATISCH HEISSGEPRESSTEN
+ WÄRMEBEHANDELTEN TRIEBWERKSTELLEN
Legierung Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsverringerung
Tabelle V, Fortsetzung
Legierung Dehngrenze Spezifische Zugfestigkeit Dehnung Querschnittsverringerung