DE3718832A1 - Verfahren zum herstellen eines verfestigten einkristallgegenstands und gegenstand aus einer ein eutektikum bildenden superlegierung - Google Patents
Verfahren zum herstellen eines verfestigten einkristallgegenstands und gegenstand aus einer ein eutektikum bildenden superlegierungInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf Einkristallsuperlegierungen mit
eutektischer oder nahezu eutektischer Zusammensetzung. Die
mechanischen Eigenschaften der Superlegierungen nach der
Erfindung bei hoher Temperatur werden durch Ausscheidung von
Dispersoiden einer Phase des Eutektikums in die
Einkristallmatrix während der Wärmebehandlung im Anschluß an
die Erstarrung des Einkristalls aus der Superlegierungsschmelze
verbessert. Während der Erstarrung wird das Wachstum der
dispergierten Phase unterdrückt.
Der Wirkungsgrad eines Gasturbinentriebwerks hängt
beträchtlich von der Betriebstemperatur der verschiedenen
Triebwerksteile ab, und höhere Betriebstemperaturen führen
zu höheren Wirkungsgraden. Die Suche nach höheren
Wirkungsgraden hat geführt und führt zu der Entwicklung von
wärmebeständigen Superlegierungen auf Nickelbasis, die
zunehmend hohe Temperaturen aushalten können, aber trotzdem
ihre grundlegenden Werkstoffeigenschaften beibehalten.
Die Gießverfahren, die bei den früheren Generationen von
Superlegierungen auf Eisen-, Kobalt- und Nickelbasis, welche
gewöhnlich als herkömmliche Gußsuperlegierungen bezeichnet
werden, benutzt worden sind, haben im allgemeinen
Gasturbinentriebwerkteile ergeben, deren Mikrogefüge aus
einer Vielzahl von gleichachsigen Körnern mit willkürlicher
Kristallausrichtung und mit Korngrenzen zwischen den
Körnern bestanden.
Verbesserungen in dem Vermögen herkömmlicher Superlegierungen,
höhere Temperaturen auszuhalten, ohne daß andere verlangte
Eigenschaften wie die Festigkeit und die
Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt werden, wurden durch
Legierungsentwicklung und durch die Einführung von
verbesserten Verarbeitungstechniken erzielt. Diese
Verbesserungen erfolgen aus Erkenntnissen, daß die
Festigkeit von solchen Superlegierungen und andere
wichtige Eigenschaften von den Festigkeiten der Korngrenzen
abhängig sind. Zum Verfestigen dieser herkömmlichen
Superlegierungen wurden die ersten Anstrengungen darauf
gerichtet, die Korngrenzen zu verfestigen, und zwar durch den
Zusatz von verschiedenen Korngrenzenverfestigungselementen
wie Kohlenstoff (C), Bor (B), Zirkonium (Zr) und Hafnium (Hf)
und durch das Beseitigen von schädlichen Verunreinigungen
wie Blei (Pb) oder Wismut (Bi), die dazu tendierten, sich an
den Korngrenzen zu entmischen und diese zu schwächen.
Bemühungen, die Festigkeitswerte bei herkömmlichen
Superlegierungen auf Nickelbasis durch bevorzugtes
Ausrichten der Korngrenzen parallel zur Wachstums-, d. h.
parallel zur Erstarrungsrichtung weiter zu erhöhen, wurden
anschließend eingeleitet. Die bevorzugte Ausrichtung der
Körner führt im allgemeinen zu einem Korngefüge aus langen,
schlanken, stengelförmigen Körnern, die im wesentlichen
parallel zu einer einzigen Kristallrichtung ausgerichtet
sind, und minimiert oder eliminiert Korngrenzen quer zu der
Wachstumsrichtung. Das angewandte Verfahren, die gerichtete
Erstarrung, ist beispielsweise in der US-PS 38 97 815
beschrieben. Auf den Inhalt von sämtlichen US-Patentschriften,
auf die hier Bezug genommen wird, wird ausdrücklich verwiesen.
Verglichen mit auf herkömmliche Weise gegossenen
Superlegierungsgegenständen zeigten gerichtet erstarrte
Gegenstände eine größere Festigkeit, wenn die stengelförmigen
Körner parallel sowohl zu der Erstarrungsrichtung als auch zu
der Hauptbeanspruchungsachse durch Eliminierung oder
Minimierung von Korngrenzen quer zu der Hauptbeanspruchsachse
ausgerichtet waren. Darüber hinaus ergab die gerichtete
Erstarrung eine Verbesserung von weiteren Eigenschaften wie
der Duktilität und der Dauerschwingfestigkeit bei niedriger
Lastspielfrequenz, und zwar aufgrund der bevorzugten
Kornausrichtung. Geringere Festigkeit und geringere
Duktilität waren jedoch weiterhin in den Querrichtungen
aufgrund des Vorhandenseins von longitudinalen
Stengelkorngrenzen in solchen gerichtet erstarrten Gegenständen
vorhanden. Zusätze von Hf, C, B und Zr wurden benutzt, um die
Querkorngrenzenfestigkeit von solchen Legierungen zu
verbessern, so wie es früher bei herkömmlichen
gleichachsigen Superlegierungen auf Nickelbasis gemacht
worden ist. Reichliche Zusätze dieser Elemente wirkten sich
jedoch als Schmelzpunkterniedriger aus und führten zu
Beschränkungen bei der Wärmebehandlung, die nicht die
Ausbildung der gewünschten Mikrogefüge für maximale
Festigkeiten innerhalb von solchen gerichtet erstarrten
Superlegierungen gestatteten.
Es war seit einiger Zeit erkannt worden, daß Gegenstände in
verschiedenen Formen als ein Einkristall gegossen und
so die Korngrenzen überhaupt eliminiert werden konnten. Ein
logischer Schritt war dann, den Prozeß des gerichteten
Erstarrens zu modifizieren, um die Erstarrung von
Superlegierungsgegenständen als Einkristalle zu ermöglichen
und so die sich in Längsrichtung erstreckenden, einen hohen
Winkel aufweisenden Korngrenzen zu eliminieren, die früher in
gerichtet erstarrten Gegenständen auftraten.
Es begannen dann ständige Anstrengungen bei der Entwicklung
von Verfahren zum Gießen von Einkristallgegenständen wie
Laufschaufeln und Leitschaufeln, die in Gasturbinentriebwerken
brauchbar waren, und von Superlegierungen, die für diese
Gießverfahren und diese Verwendungszwecke besonders
maßgeschneidert waren. Beispiele dieser Verfahrens- und
Legierungsentwicklung finden sich beispielsweise in den
US-PS 34 94 709, 39 15 761, 41 16 723, 42 09 348, 44 53 588
und 44 59 160.
Ein weiterer Typ von Legierung, die eine hohe Festigkeit bei
erhöhten Temperaturen hat, kombiniert mit guter
Warmkorrosionsfestigkeit und Oxidationsbeständigkeit, so daß
sie deshalb für Gegenstände, insbesondere Laufschaufeln und
Leitschaufeln, für Gasturbinentriebwerke brauchbar sind,
sind die eutektischen Legierungen. Geeignete eutektische
Legierungen können unter Verwendung eines Verfahrens der
gerichteten Erstarrung gegossen werden, das manchmal auch
als Erstarrung mit ebener Front bezeichnet wird, so daß
Stengelgefüge aufweisende, polykristalline, anisotrope
Verbundgegenstände hergestellt werden, die eine
Superlegierungsmatrix mit Verstärkungsfasern haben, welche
in diese eingebettet sind und im wesentlichen parallel zu
der Erstarrungsrichtung ausgerichtet sind.
Beispielsweise sind bei der eutektischen Superlegierung auf
Nickelbasis, die in der US-PS 43 05 761 beschrieben ist,
ausgerichtete, eutektikumverstärkende, metallische
Carbidfasern in eine γ-γ′-Matrix eingebettet, in der die
γ′-Verfestigungsphase in der γ-Phase dispergiert ist. Die
verstärkenden metallischen Carbid (MC oder Monocarbid)-
Fasern sind diejenigen, aus denen das Metall bevorzugt
besteht, hauptsächlich Ta, sie können aber zusätzlich
Metalle umfassen wie Mo, W, V, Re und Cb, die in der
Legierung enthalten sein können. Andere eutektische
Superlegierungen auf Nickelbasis sind zum Beispiel in den
US-PS 42 84 430 und 42 92 076 beschrieben.
In dem Fall der Nickel-Aluminium-Molybdän-Tantal-Legierung,
die in der US-PS 42 88 259 beschrieben ist, beinhaltet das
Gefüge eine γ′-(Ni3(Al,Ta))-Matrix und eine α-kubisch-
raumzentrierte (Mo) zweite Phase in Fasernform. In der
US-PS 39 85 582 sind eutektische Superlegierungsgegenstände
beschrieben, bei denen Carbidfasern in eine Stengelgefüge
aufweisende, polykristalline Matrix einer komplexen
feuerfesten Superlegierung eingebettet sind, wobei die
Matrix außerdem feine Carbidausscheidungen von derselben
Art wie die Fasern enthält.
Ein beträchtliches Hindernis für die Verwendung von
eutektischen Superlegierungen in Gasturbinentriebwerken sind
deren hohe Kosten, die mit den nahezu Gleichgewicht
aufweisenden, insgesamt sehr langsamen
Wachstumsgeschwindigkeiten, welche erforderlich sind und
typisch in der Größenordnung von 6,4 mm/h (1/4 Zoll/Stunde)
liegen, verbunden sind.
Gemäß der Erfindung ist herausgefunden worden, daß die
Festigkeit, insbesondere bei hohen Temperaturen, von
Einkristallsuperlegierungen mit eutektischer oder nahezu
eutektischer Zusammensetzung beträchtlich gesteigert werden
kann, indem die Ausscheidung von Dispersoiden einer Phase des
Eutektikums in der Einkristallmatrix im Anschluß an die
Erstarrung des Einkristalls aus der Legierungsschmelze
thermisch hervorgerufen wird. Während der Erstarrung wird das
Wachstum der dispergierten Phase unterdrückt. Die Erfindung
ist besonders verwendbar bei Einkristallsuperlegierungen,
z. B. solchen, die überwiegend auf Nickel, Eisen oder Kobalt
basieren, und eignet sich besonders zum Herstellen von
Gegenständen, insbesondere Lauf- und Leitschaufeln, zur
Verwendung in den Gebieten mit den allerhöchsten Temperaturen
in Gasturbinentriebwerken. Solche Gegenstände weisen viele
der erwünschten Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften der
erstarrten eutektischen Superlegierungen auf, wie diese es
bislang getan haben, nämlich enthalten eine faserige
Verstärkungsphase in der Superlegierungsmatrix, sind aber
ökonomisch attraktiv, da langsame Wachstumsgeschwindigkeiten
nicht erforderlich sind.
Durch das Verfahren nach der Erfindung wird eine ein
Eutektikum oder nahezu ein Eutektikum bildende Superlegierung
gewählt; die Legierung läßt man gerichtet erstarren, um eine
Einkristallmatrix herzustellen, und zwar mit einer
Geschwindigkeit die ausreicht, um das Wachstum von
irgendwelchen diskreten Phasen, die das Eutektikum bilden,
in der Matrix zu unterdrücken; und anschließend wird der
Einkristall auf eine Temperatur und für eine Zeit gebracht,
die ausreichen, um Dispersoide der zuvor unterdrückten Phase(n)
auszuscheiden.
Das sich ergebende Produkt ist ein Einkristallgegenstand, der
eine Superlegierungsmatrix mit eutektischer oder nahezu
eutektischer Zusammensetzung hat, und zwar mit einer
Dispersion von wenigstens einer Phase des Eutektikums darin.
Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter
Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigt
Fig. 1 ein Schliffbild mit hundertfacher Vergrößerung
einer Einkristallsuperlegierung auf Nickelbasis
nach der Erfindung, die dispergiertes TaC enthält,
Fig. 2 die Superlegierung nach Fig. 1 in
fünfhundertfacher Vergrößerung,
Fig. 3 die Superlegierung nach Fig. 1 mit den dispergierten
TaC-Dispersoiden bei tausendfacher Vergrößerung,
Fig. 4 ein Rasterelektronenmikrofoto der
Superlegierung nach Fig. 1, das die
Monocarbiddispersoide bei tausendfacher
Vergrößerung im Relief zeigt,
Fig. 5 ein Rasterelektronenmikrofoto der
Superlegierung nach Fig. 1, das Carbiddispersoide
in einem anderen Bereich als in Fig. 4 bei
zweitausendfacher Vergrößerung zeigt,
Fig. 6 ein Schliffbild mit tausendfacher Vergrößerung
einer Superlegierung auf Nickelbasis nach der
Erfindung, die sich von der nach Fig. 1
unterscheidet und dispergierte MC-Carbide
enthält, und
Fig. 7 ein Diagramm der Reißfestigkeit über dem
Larson-Miller-Parameter, in welchem Reißfestigkeiten
von Legierungen nach der Erfindung mit denen einer
bekannten handelsüblichen Superlegierung
verglichen werden.
Die Erfindung bezieht sich auf Superlegierungen mit
eutektischer oder nahezu eutektischer Zusammensetzung, welche
als Einkristalle erstarrt sind, wobei das Wachstum oder die
Ausscheidung jeder diskreten Phase (oder irgendwelcher
diskreten Phasen) des Eutektikums unterdrückt wird. Die
Unterdrückung des Wachstums von diskreten Phasen in der Matrix
ist wichtig, weil diese Phasen Kristallisationskernbildungsstellen
für zusätzliches Kornwachstum bilden, durch
das das Wachsen eines einzelnen Korns verhindert wird.
Zum Unterdrücken dieses Wachstums während der Erstarrung
werden Legierungszusammensetzungen gewählt, die vorzugsweise
hypoeutektisch oder eutektisch, aber im allgemeinen
nichthypereutektisch sind, und die Einkristallmatrix erstarrt
mit einer relativ schnellen Geschwindigkeit von etwa
100-500 mm/h (4-20 Zoll pro Stunde) oder mehr. Eine zu hohe
Geschwindigkeit wird dazu führen, daß es unmöglich wird, das
Wachstum als Einkristall beizubehalten. Der sich ergebende
metastabile Festlösungseinkristall wird anschließend auf
eine Temperatur erhitzt, die ausreicht, um eine Dispersion der
zuvor unterdrückten Phase des Eutektikums in die Matrix
auszuscheiden. Ein zusätzliches erwünschtes, aber nicht
notwendiges Erfordernis zum Erzielen der Dispersion in der
Einkristallmatrix ist, daß die Kristallstruktur der
Superlegierungsmatrix und die der unterdrückten Phase
dieselben sind.
Die Dispersoide, die in die Einkristallegierungsmatrix nach der
Erfindung ausgeschieden werden, haben im allgemeinen die Form
von Plättchen statt von diskreten Fasern, die typisch gebildet
werden, wenn diese Legierungen durch Erstarrung mit ebener
Front gebildet werden. Diese Dispersoide tragen zu der
Verfestigung der Einkristallegierungsgefüge beträchtlich bei,
insbesondere bei den hohen Temperaturen, bei denen diese
Gefüge häufig benutzt werden. Darüber hinaus können die
dispersoidverfestigten Einkristalle nach der Erfindung mit
einer vergleichsweise hohen Geschwindigkeit wachsen, was sie
wirtschaftlich attraktiv macht, im Gegensatz zu den
faserverstärkten eutektischen Legierungen im Stand der
Technik.
Typische Zusammensetzungen von Superlegierungen auf
Nickelbasis (in Gewichtsprozent), die für die Erfindung
geeignet sind, sind folgende:
Die Erfindung wird zwar im Hinblick auf Superlegierungen auf
Nickelbasis beschrieben, sie ist jedoch gleichermaßen bei
Superlegierungen auf der Basis von anderen Elementen
anwendbar, z. B. bei Superlegierungen auf Eisen- und
Kobaltbasis.
Bevorzugte Dispersoide gemäß der Erfindung sind Carbide wie
TaC, NbC, TiC, Cr2C3, Cr3C7, ZrC, HfC, ReC, WC und MoC oder
Gemische derselben. Weitere brauchbare Dispersoide sind
Molybdän und Ni3Nb.
Obgleich die Erfindung unter Bezugnahme auf eutektische
Legierungen und eutektoide Reaktionen beschrieben ist, wird
gegenwärtig erwartet, daß die Erfindung auch bei
Legierungssystemen verwendbar ist, die andere
Transformationsreaktionen aufweisen, wie z. B. peritektische
Systeme.
Einige Superlegierungen zeigen eine Ausscheidungsreaktion, die
in der Matrix auftritt und diese festigt. Diese Reaktion und
ihr Produkt sind von der Dispersoidausscheidungsreaktion zu
unterscheiden, deren Produkt eine Dispersion von
Ausscheidungen einer oder mehrerer Phasen des Eutektikums ist.
Der Dispersoidreaktion kann das Auftreten mit der
Matrixfestigungsreaktion gestattet werden, oder, was
bevorzugt wird, die Reaktionen können separat erfolgen. Zur
Veranschaulichung, eine γ/γ′-gehärtete eutektische
Superlegierung auf Nickelbasis, die γ- und faserartiges
(oder stabartiges) TaC als kontinuierliche (Matrix) bzw.
diskrete Gleichgewichtsphasen des Eutektikums hat und die
außerdem eine γ′-Reaktion aufweist, wird gewählt. Die
γ′-Phase wird in der γ-Matrix ausgeschieden, wenn die
Temperatur unter die γ′-Solvustemperatur sinkt. Das kann
auftreten, während der Einkristall auf einer erhöhten
Temperatur ist, z. B. in einem Abstand von der
Erstarrungsfront und ganz gewiß beim Abkühlen des erstarrten
Einkristalls auf Raumtemperatur. In einer unoptimierten
Sequenz wird der Einkristall auf eine Temperatur (γ′-
Solvustemperatur) erhitzt, die ausreicht, um die ausgeschiedene
γ′-Phase in Lösung zu bringen, wobei bei dieser Temperatur die
Dispersoidausscheidungsreaktion ebenfalls auftreten wird.
Anschließend wird die (hinsichtlich der γ′-Phase)
übersättigte Matrix mit den Dispersoiden auf die geeignete
Alterungstemperatur gebracht, und die γ′-Phase wird in die
γ-Matrix ausgeschieden. Bei einigen Legierungen wird eine
zweite "Alterungs"-Behandlung durchgeführt, und zwar bei
einer niedrigeren Temperatur als die erste, um zusätzliche
Mengen an γ′-Phase auszuscheiden und um ansonsten die
Eigenschaften der Matrix zu optimieren.
In der optimierten Sequenz wird die Dispersoidreaktion zuerst
ausgeführt. Anschließend wird der Einkristall auf eine andere,
im allgemeinen höhere Temperatur erhitzt, die ausreicht, um
die γ′-Phase zu lösen, dann abgekühlt und anschließend bei
einer Temperatur gealtert, die niedriger als die
Dispersoidreaktionstemperatur ist. Da die Zeit, die zum
Lösen der γ′-Phase erforderlich ist, kurz sein wird, werden
die stabileren Dispersoide wenig beeinflußt. Ein Vorteil
dieser optimierten, aus mehreren Schritten bestehenden Sequenz
ist, daß die Dispersoide bei der niedrigsten möglichen
Temperatur ausgeschieden werden und deshalb feiner sind als
wenn sie bei der höheren γ′-Lösungstemperatur ausgeschieden
worden wären.
Damit der Fachmann besser in der Lage ist, die Erfindung
auszuführen, werden zur Veranschaulichung und nicht zur
Beschränkung die folgenden Beispiele angegeben.
Einkristalle ließ man aus einer stöchiometrischen eutektischen
Schmelze aufwachsen, die folgende Zusammensetzung (in
Gewichtsprozent) hatte: 4,0% Cr, 4,0% Co, 5,5% Al, 4,5% W,
6,0% Re, 8,4% Ta, 0,03% B, 3,0% Mo, 0,23% C, Rest Ni und
zufällige Verunreinigungen (Legierung 900, Tabelle I).
Die Einkristalle wuchsen mit Geschwindigkeiten von 203 mm/h
(8 Zoll pro Stunde), 356 mm/h (14 Zoll pro Stunde), 406 mm/h
(16 Zoll pro Stunde) und 508 mm/h (20 Zoll pro Stunde), ohne
daß irgendeine eutektische Reaktion auftrat. Die Einkristalle
wurden danach bei 1302°C (2375°F) 4 Stunden lang thermisch
behandelt, um die γ′-Phase zu lösen und die eutektoide
Reaktion hervorzurufen. Die Legierung wurde anschließend bei
1079°C (1975°F) 16 Stunden lang und bei 899°C (1650°F)
16 Stunden lang gealtert, um die γ′-Phase auszuscheiden.
Während der 1302°C/4 h (2375°F/4 h)-γ′-Lösungsbehandlung und
außerdem während des Abkühlens ab der Lösungstemperatur wurden
die MC-Carbiddispersoide ausgeschieden.
Diese MC-Carbiddispersoide sind in den Mikrofotos in den
Fig. 1 (100×) und 2 (500×) gezeigt. Fig. 3 ist ein
Rasterelektronenmikrophoto mit höherer Vergrößerung (1000×)
der Carbiddispersoide der Einkristallegierung nach den Fig. 1
und 2. In diesem Mikrophoto sind zwei unterschiedliche Formen
von Dispersoiden gezeigt. Die Formen der Dispersoide in Fig. 3
sind deutlicher in dem Rasterelektronenmikrophoto in Fig. 4
zu erkennen. In Fig. 4 (1000×) sind die Carbiddispersoide im
Relief gezeigt, das erzielt worden ist, indem die γ/γ′-Matrix
zuerst elektrolytisch geätzt worden ist. Die plättchenförmigen
Dispersoide wurden durch energiedispersive Spektroskopie,
ausgewählte Flächenbeugung und Röntgenbeugungstechniken als
Tantalcarbid enthaltende kleine Mengen von Mo, Re und W
identifiziert. Ebenso wurden die sphärisch geformten
Dispersoide als im wesentlichen reinns Tantalcarbid
identifiziert. Fig. 5 ist ein Rastelektronenmikrophoto mit
noch höherer Vergrößerung (2000×) der Superlegierung in Fig. 4,
das Carbiddispersoide in einem andern Bereich als in Fig. 4
zeigt.
Fig. 6 ist ein Mikrophoto (1000×) der Carbiddispersoide in
einer Einkristallegierung auf Nickelbasis,die ebenfalls
gemäß der Erfindung und Beispiel 1 (Wachstumsgeschwindigkeit
von 305 mm/h oder 12 Zoll/h) hergestellt worden ist und
folgende Zusammensetzung hat: 4,0% Cr, 5,5% Al, 8,4% Ta,
4,0% Co, 4,5% W, 3,0% Mo, 3,0% Re, 0,23% C, 0,03% B, Rest
Ni und zufällige Verunreinigungen (Legierung 901, Tabelle I).
Die Einkristallsuperlegierung dieses Beispiels enthält nur
sphärisch geformte Carbiddispersoide. Die Änderung in der
Dispersoidform in dieser Superlegierung wurde durch eine
Änderung in der chemischen Zusammensetzung der Superlegierung
hervorgerufen. Dieses Beispiel veranschaulicht die
Vielseitigkeit der Erfindung beim Erzielen von eutektoiden
Dispersoiden von verschiedenen Zusammensetzungen und
Morphologien durch Änderungen in der chemischen
Zusammensetzung der Superlegierung und/oder der
Verarbeitungsbedingungen.
In Tabelle I sind die Zusammensetzungen der Legierungen
aufgelistet, die in Einkristallform gemäß der Erfindung
hergestellt worden sind. Außerdem ist die Zusammensetzung
einer bekannten Einkristallegierung angegeben, die gegenwärtig
als Laufschaufelmaterial in Gasturbinentriebwerken benutzt
wird.
Anschließend an das Wachstum als Einkristalle mit einer
Wachstumsgeschwindigkeit von 203 mm/h (8 Zoll/h), wie es im
Beispiel 1 angegeben ist, wurde die Legierung 902 in Tabelle I
bei 1302°C (2375°F) 4 Stunden lang gelöst, die Legierung 909
wurde bei 1288°C (2350°F) 8 Stunden lang gelöst. Die
Legierungen 918 und 919 wurden bei 1282°C (2340°F) 6 Stunden
lang gelöst und die Legierungen 920 und 922 wurden bei 1282°C
(2340°F) 4 Stunden lang gelöst. Alle diese Legierungen wurden
anschließend bei 1079°C (1975°F) und 899°C (1650°F) 16
Stunden lang bei jeder der Alterungstemperaturen gealtert.
Alle diese Legierungen zeigten Carbiddispersoide in einer
Einkristall-γ/γ′-Matrix.
Die Legierung 900 von Tabelle I wurde auf ihre Zugeigenschaften
bei 871°C (1600°F) und 982°C (1800°F) getestet. Die
Testergebnisse sind in Tabelle I angegeben.
Die dispersionsverfestigte Einkristallegierung 900 ist der
handelsüblichen Legierung hinsichtlich Streckgrenze und
spezifischer Zugfestigkeit gleichwertig oder überlegen. Die
Duktilität der Legierung 900, gemessen in Prozent
Querschnittsreduktion während der Zugversuche, ist zwar niedriger
als die der handelsüblichen Legierung, jedoch mehr als
ausreichend für die Verwendung in Gasturbinentriebwerken.
Die Zeitstandeigenschaften von einigen der im Beispiel 3
hergestellten Legierungen wurden gemessen. Die Testbedingungen
und -ergebnisse sind in Tabelle III aufgelistet.
Die Zeitstandwerte oder Werte der Lebensdauer bis zum Reißen
unter Zugspannung für die dispersionsverfestigten
Einkristallegierungen nach der Erfindung, die in Tabelle II
gezeigt sind, sind in einem Larson-Miller-Parameter-Diagramm
in Fig. 7 aufgetragen, um ihre Lebensdauerwerte mit denen einer
bekannten, handelsüblichen Einkristallegierung zu vergleichen.
Aus Tabelle 3 und Fig. 7 geht klar hervor, daß die
Einkristallegierungen nach der Erfindung einen
Festigkeitsvorteil von 27,8-56°C (50-100°F) gegenüber
bekannten Superlegierungen erbringen, die nur durch die γ′-
Phase verfestigt worden sind und deshalb in Fällen besonders
brauchbar sind, in welchen Werkstoffe verlangt werden, die ihre
hohe Festigkeit bei hohen Betriebstemperaturen beibehalten, wie
beispielsweise Schaufeln, Schubdüsenteile, Dichtungen und
Turbinenlaufschaufelspitzen von Gasturbinentriebwerken.
Claims (23)
1. Verfahren zum Herstellen eines verfestigten
Einkristallgegenstands, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
- a) Wählen einer ein Eutektikum bildenden Superlegierung;
- b) gerichtetes Erstarrenlassen der Superlegierung, um eine Einkristallmatrix herzustellen, mit einer Geschwindigkeit, die ausreicht, um das Wachstum von irgendwelchen diskreten Phasen, die das Eutektikum bilden, in der Matrix zu unterdrücken; und
- c) Bringen des gerichteten erstarrten Einkristalls auf eine Temperatur und für eine Zeit, die ausreichen, um in der Einkristallmatrix Dispersoide von wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phase oder Phasen auszuscheiden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Superlegierung eine Superlegierung auf Nickelbasis ist.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die
Phasen des Eutektikums γ-Phasen und eine Monocarbidphase sind.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die
unterdrückte Phase das Monocarbid ist.
5. Verfahren zum Herstellen eines verfestigten
Einkristallgegenstands, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
- a) Wählen einer ein Eutektikum bildenden Superlegierung, wobei die Superlegierung außerdem eine Matrixverfestigungsphase hat;
- b) gerichtetes Erstarrenlassen der Superlegierung, um eine Einkristallmatrix herzustellen, mit einer Geschwindigkeit, die ausreicht, um das Wachsen von diskreten Phasen, die das Eutektikum bilden, in der Matrix zu unterdrücken;
- c) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur oberhalb der Solvustemperatur der Matrixverfestigungsphase;
- d) Halten des Einkristalls auf der Temperatur in dem Schritt c) für eine Zeit, die ausreicht, um jedwede Matrixverfestigungsphase, die vorhanden ist, zu lösen und in der Einkristallmatrix Dispersoide der zuvor unterdrückten diskreten Phasen oder wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phasen auszuscheiden; und
- e) Erhitzen des Einkristalls auf wenigstens eine erste Temperatur, die ausreicht, um die Matrixverfestigungsphase in der Matrix auszuscheiden.
6. Verfahren nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch den weiteren
Schritt des Erhitzens des Einkristalls auf eine zweite
Temperatur, die niedriger ist als die erste Temperatur, um
zusätzliche Mengen der Matrixverfestigungsphase auszuscheiden.
7. Verfahren zum Herstellen eines verfestigten
Einkristallgegenstands, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
- a) Wählen einer ein Eutektikum bildenden Superlegierung, wobei die Superlegierung außerdem eine Matrixverfestigungsphase hat;
- b) gerichtetes Erstarrenlassen der Superlegierung, um eine Einkristallmatrix herzustellen, mit einer Geschwindigkeit, die ausreicht, um das Wachsen von diskreten Phasen, die das Eutektikum umfassen, in der Matrix zu unterdrücken;
- c) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur und für eine Zeit, die ausreichen, um in der Einkristallmatrix Dispersoide der zuvor unterdrückten diskreten Phasen oder wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phasen auszuscheiden;
- d) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur oberhalb der Solvustemperatur der Matrixverfestigungsphase für eine Zeit, die ausreicht, um jede vorhandene Matrixverfestigungsphase zu lösen; und
- e) Erhitzen des Einkristalls auf wenigstens eine erste Temperatur, die ausreicht, um die Matrixverfestigungsphase in der Matrix auszuscheiden.
8. Verfahren nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch den
weiteren Schritt des Erhitzens des Einkristalls auf eine
zweite Temperatur, die niedriger ist als die erste Temperatur,
um zusätzliche Mengen der Matrixverfestigungsphase
auszuscheiden.
9. Verfahren zum Herstellen eines verfestigten
Einkristallgegenstands, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
- a) Wählen einer ein Eutektikum bildenden Superlegierung auf Nickelbasis, wobei das Eutektikum wenigstens eine diskrete und eine kontinuierliche Phase hat;
- b) gerichtetes Erstarrenlassen der Superlegierung, um eine Einkristallmatrix herzustellen, mit einer Geschwindigkeit, die ausreicht, um das Wachsen irgendeiner diskreten Phase, die das Eutektikum umfaßt, in der Matrix zu unterdrücken; und
- c) Bringen des gerichtet erstarrten Einkristalls auf eine Temperatur und für eine Zeit, die ausreichen, um in der Einkristallmatrix Dispersoide der zuvor unterdrückten diskreten Phasen oder wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phasen auszuscheiden.
10. Verfahren zum Herstellen eines verfestigten
Einkristallgegenstands, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
- a) Wählen einer ein Eutektikum bildenden Superlegierung auf Nickelbasis, wobei das Eutektikum wenigstens eine diskrete und eine kontinuierliche Phase hat, wobei die Superlegierung außerdem eine Matrixverfestigungsphase hat; und
- b) gerichtetes Erstarrenlassen der Superlegierung zum Bilden einer Einkristallmatrix mit einer Geschwindigkeit, die ausreicht, um das Wachsen von diskreten Phasen, die das Eutektikum bilden, in der Matrix zu unterdrücken.
11. Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch folgende
weitere Schritte:
- a) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur oberhalb der Solvustemperatur der Matrixverfestigungsphase;
- b) Halten des Einkristalls auf der Temperatur in dem Schritt a) für eine Zeit, die ausreicht, um jede Matrixverfestigungsphase, die vorhanden ist, zu lösen und in der Einkristallmatrix Dispersoide der zuvor unterdrückten diskreten Phasen oder wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phasen auszuscheiden; und
- c) Erhitzen des Einkristalls auf wenigstens eine erste Temperatur, die ausreicht, um die Matrixverfestigungsphase in der Matrix auszuscheiden.
12. Verfahren nach Anspruch 11, gekennzeichnet durch den
weiteren Schritt des Erhitzens des Einkristalls auf eine
zweite Temperatur, die niedriger ist als die erste Temperatur,
um zusätzliche Mengen der Matrixverfestigungsphase
auszuscheiden.
13. Verfahren nach Anspruch 10, gekennzeichnet durch folgende
weitere Schritte:
- a) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur und für eine Zeit, die ausreichen, um in der Einkristallmatrix Dispersoide der zuvor unterdrückten diskreten Phase oder wenigstens einer der zuvor unterdrückten diskreten Phasen auszuscheiden;
- b) Erhitzen des Einkristalls auf eine Temperatur oberhalb der Solvustemperatur der Matrixverfestigungsphase für eine Zeit, die ausreicht, um jede vorhandene Matrixverfestigungsphase zu lösen; und
- c) Erhitzen des Einkristalls auf wenigstens eine erste Temperatur, die ausreicht, um die Matrixverfestigungsphase in der Matrix auszuscheiden.
14. Verfahren nach Anspruch 13, gekennzeichnet durch den
weiteren Schritt des Erhitzens des Einkristalls auf eine
zweite Temperatur, die niedriger ist als die erste Temperatur,
um zusätzliche Mengen der Matrixverfestigungsphase
auszuscheiden.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch
gekennzeichnet, daß die Geschwindigkeit in dem Bereich von
etwa 102 bis etwa 508 mm pro Stunde (etwa 4 bis etwa 20
Zoll pro Stunde) liegt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch
gekennzeichnet, daß die Superlegierung im wesentlichen
besteht aus etwa (in Gewichtsprozent): 4,0-8,0 Al, 3,0-
9,0 Cr, 4,0-8,0 W, 0-6,0 Re, 5,0-12,0 Ta, 4,0-10,0 Co,
0-2,0 Cb, 0-4,0 Mo, 0,1-0,5 C, 0-0,04 B, 0-0,2 Zr,
0-1,0 Hf, 0-2,0 Ti, 0-0,05 Y, 0-3,0 V, Rest Nickel plus
zufällige Verunreinigungen.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die
Superlegierung im wesentlichen besteht aus (in Gewichtsprozent):
5,5-6,5 Al, 4,0-7,5 Cr, 5,0-6,0 W, 3,0-6,0 Re, 6,5-
8,5 Ta, 4,0-6,0 Co, 0,5-1,5 Cb, 0,5-2,0 Mo, 0,15-0,25 C,
0-0,02 B, 0-0,1 Zr, 0-0,2 Hf, 0-1,0 Ti, 0-0,04 Y,
0-1,0 V, Rest Nickel plus zufällige Verunreinigungen.
18. Gegenstand aus einer ein Eutektikum bildenden
Superlegierung, wobei das Eutektikum wenigstens zwei Phasen
hat, dadurch gekennzeichnet, daß der Gegenstand eine
Einkristallmatrix einer Phase des Eutektikums und eine
Dispersion wenigstens der anderen Phase des Eutektikums in der
Matrix hat.
19. Gegenstand nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß
er die Form eines Gasturbinentriebwerksteils hat.
20. Gegenstand nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß
das Teil eine Laufschaufel ist.
21. Gegenstand nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß
das Teil eine Leitschaufel ist.
22. Gegenstand nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß
er eine Zusammensetzung hat, die im wesentlichen besteht aus
etwa (in Gewichtsprozent): 4,0-8,0 Al, 3,0-9,0 Cr, 4,0-
8,0 W, 0-6,0 Re, 5,0-12,0 Ta, 4,0-10,0 Co, 0-2,0 Cb,
0-4,0 Mo, 0,1-0,5 C, 0-0,04 B, 0-0,2 Zr, 0-1,0 Hf,
0-2,0 Ti, 0-0,05 Y, 0-3,0 V, Rest Nickel plus zufällige
Verunreinigungen.
23. Gegenstand nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß
er eine Zusammensetzung hat, die im wesentlichen besteht aus
etwa(ich Gewichtsprozent): 5,5-6,5 Al, 4,0-7,5 Cr, 5,0-
6,0 W, 3,0-6,0 Re, 6,5-8,5 Ta, 4,0-6,0 Co, 0,5-1,5 Cb
0,5-2,0 Mo, 0,15-0,25 C, 0-0,02 B, 0-0,1 Zr, 0-
0,2 Hf, 0-1,0 Ti, 0-0,04 Y, 0-1,0 V, Rest Nickel plus
zufällige Verunreinigungen.
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