DE3718832A1

DE3718832A1 - Verfahren zum herstellen eines verfestigten einkristallgegenstands und gegenstand aus einer ein eutektikum bildenden superlegierung

Info

Publication number: DE3718832A1
Application number: DE19873718832
Authority: DE
Inventors: Ramgopal Darolia; David Michael Matey
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1986-06-09
Filing date: 1987-06-05
Publication date: 1987-12-10
Also published as: GB2191505A; GB2232685B; JPS6324029A; IL82465A0; GB2232685A; FR2599759B1; GB9009484D0; FR2599759A1; GB2191505B; IT1215525B; IT8720699A0; GB8710284D0

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:

Auf Nickelbasis

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.

Beispiel 1

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).

Tabelle I

Legierungszusammensetzungen

(Gew.-%)

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.

Beispiel 2

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.

Beispiel 3

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.

Beispiel 4

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.

Tabelle II

Zugfestigkeitseigenschaften von Legierungen

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.

Beispiel 5

Die Zeitstandeigenschaften von einigen der im Beispiel 3 hergestellten Legierungen wurden gemessen. Die Testbedingungen und -ergebnisse sind in Tabelle III aufgelistet.

Tabelle III

Zeitstandwerte von Legierungen

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

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.