DE3842748C2

DE3842748C2 - Verfahren zum Wärmebehandeln eines Nickelsuperlegierungsgegenstands

Info

Publication number: DE3842748C2
Application number: DE3842748A
Authority: DE
Inventors: Martin John Blackburn; Daniel Francis Paulonis; Robert Huse Caless; Orvilliers Anne Lillian D
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: Raytheon Technologies Corp
Priority date: 1987-12-24
Filing date: 1988-12-19
Publication date: 1996-09-19
Anticipated expiration: 2008-12-20
Also published as: DE3842748A1; JP2974684B2; GB2214192A; JPH01205059A; FR2625753A1; FR2625753B1; GB2214192B; US4820356A; GB8828035D0

Description

Die Erfindung bezieht sich auf Wärmebehandlungen für Superlegierungsgegenstände zum Verbessern der Dauerwechselfestigkeit.

Superlegierungen sind Werkstoffe, üblicherweise auf Nickelbasis, die brauchbare Eigenschaften bei Tempera turen in der Größenordnung von 538°C (1000°F) und darüber haben und in Gasturbinentriebwerken umfang reich benutzt werden. Nickelsuperlegierungen bestehen im allgemeinen aus einer γ-(Nickelfestlösungs-)Matrix, die eine Verfestigungsanordnung aus α′-Phase (Ni₃Al-Typ)-Teilchen enthält. Die Teilchengröße und die Teil chenverteilung können durch Wärmebehandlung verändert werden, und dadurch werden auch die mechani schen Eigenschaften der Legierung verändert.

Ein wichtiger Verwendungszweck für Superlegierungen bei Gasturbinentriebwerken sind die Turbinen- und Verdichterscheiben. Die Scheiben sind innere Triebwerksteile, welche die Laufschaufeln in dem Gasweg tragen und festhalten. Im Triebwerksbetrieb dreht sich die Scheibe mit Drehzahlen bis zu etwa 10 000 U/min (und mit noch höheren Drehzahlen in kleinen Triebwerken) und ist Temperaturen ausgesetzt, die von bis zu etwa 816°C (1500°F) an dem Rand bis etwa 260°C (500°F) in der Mitte oder Bohrung reichen. Die Scheiben müssen eine hohe Zugfestigkeit und eine hohe Zeitstandfestigkeit haben. Darüber hinaus erfährt die Scheibe zyklische Beanspruchungen, die zum Ausfall führen können, wenn die Dauerwechselfestigkeit unzureichend ist.

Die Erfindung ist zwar auf die Verwendung bei Scheiben gerichtet, sie beschränkt sich aber nicht darauf.

Die erwähnten erforderlichen Eigenschaften haben im Zusammenhang mit der Hochtemperaturumgebung dazu geführt, daß Superlegierungsscheiben in praktisch allen modernen Turbinentriebwerken benutzt werden. Trotz der im allgemeinen akzeptablen Eigenschaften, welche gegenwärtig benutzte Scheiben aufweisen, gibt es noch einen Bedarf an Bauteilen, die noch bessere Eigenschaften haben. Verbesserte Scheibeneigenschaften können sich durch längere Scheibenlebensdauer, leichtere Triebwerke oder die Möglichkeit eines Triebwerks betriebs mit höheren Drehzahlen ausdrücken.

Die Eigenschaften von Superlegierungen können, wie oben erwähnt, durch Wärmebehandlung verändert werden. Viele bekannte Wärmebehandlungsentwicklungen für Scheibenwerkstoffe haben das Erhitzen auf eine Temperatur oberhalb der γ-Solvus- oder -Löslichkeitstemperatur beinhaltet. Wenn die γ-Solvustemperatur überschritten wird, löst sich die gesamte γ-Phase auf, so daß nichts zurückbleibt, um die Korngrenzenbewegung zu verzögern. Das führt zu schnellem Vornwachstum und zu einem grobkörnigen Gefüge, welches üblicherwei se die Zugfestigkeit und die Lebensdauer bis zum Einsetzen von Ermüdung reduziert, aber oft die Rißwachs tumsgeschwindigkeit verbessert (reduziert). Umgekehrt, herkömmliche feinkörnige Gefüge ergeben lange Zei ten bis zum Einsetzen eines Ermüdungsanrisses, führen aber dann zu relativ hohen Rißwachstumsgeschwindig keiten.

Die Erfindung beinhaltet eine Wärmebehandlung, die ein feinkörniges Gefüge ergibt, das gegen eine Rißein leitung beständiger ist und eine niedrigere Rißwachstumsgeschwindigkeit als bekanntes, behandeltes, feinkörni ges Material hat.

Typisch für den Stand der Technik sind die US-PS 4608094 und 4624 716.

Die Erfindung beinhaltet ein Wärmebehandlungsverfahren, das häufig bei Schmiedestücken angewandt wird, insbesondere bei denjenigen, die gemäß der US-PS 35 19 503 hergestellt werden, obgleich es auch bei Scheiben Verwendung findet, die durch andere Maßnahmen hergestellt werden, beispielsweise durch isostatisches Warm pressen von Pulver, und bei Scheiben, die aus Blockausgangsmaterial herkömmlich geschmiedet werden. Die Erfindung ist anwendbar bei Nickelsuperlegierungen, die von etwa 40 bis etwa 70 Vol.-% der γ-Phase enthalten. In Tabelle I sind mehrere exemplarische Superlegierungen und ein allgemeiner Scheibenlegierungszusammen setzungsbereich, bei denen die Erfindung einsetzbar ist, aufgelistet.

Die Ausgangsgegenstände werden eine Korngröße haben, die durch die bekannte thermische und mechani sche Vergangenheit des Teils festgelegt worden ist. Im Falle von Schmiedestücken wird die Korngröße relativ fein sein, und zwar wegen der Rekristallisation, die während des Schmiedens im allgemeinen erfolgt. Eine typische Korngröße für geschmiedete Scheiben ist ASTM 8 bis 12, d. h. 0,022-0,006 mm mittlerer Korndurch messer.

Ein wichtiges Merkmal des Verfahrens nach der Erfindung ist, daß die Ausgangskorngröße während des Verfahrens im wesentlichen konstant gehalten wird. Vorzugsweise ändert sich die Ausgangskorngröße um nicht mehr als etwa eine ASTM-Einheit während des Verfahrens nach der Erfindung.

Fig. 1 ist ein Blockdiagramm, welches die Schritte des Verfahrens nach der Erfindung veranschaulicht.

Fig. 2 ist ein Diagramm des Verfahrens nach der Erfindung. Die Tabellen II, III und IV veranschaulichen vorgeschlagene Parameter für mehrere umfangreich benutzte Scheibenwerkstoffe, die für kleine, mittlere und große Teile benutzt werden, und die Bezeichnungen in den Tabellen II, III und IV folgen den in Fig. 2.

Gemäß Fig. 1 führt der erste Schritt (I) in dem Verfahren nach der Erfindung zur Ausbildung einer groben γ-Phase an den Korngrenzen durch eine Subsolvuslösungsbehandlung, durch die die Mehrheit der γ-Phase in feste Lösung gebracht wird, aber eine ausreichende Menge (wenigstens etwa 10 Vol.-%) als Ausscheidungen beibehalten wird, um ein nennenswertes Kornwachstum zu verhindern. Diese Wärmebehandlung wird bei einer ersten Wärmebehandlungstemperatur, die 2,8-27,8°C (5-50°F) unter der/-Solvustemperatur und vorzugs weise 8,3-22,2°C (15-40°F) unter der/-Solvustemperatur ist, für wenigstens 0,5 Stunden und vorzugsweise 1-10 Stunden ausgeführt. Nach diesem Schritt wird das Teil etwas γ-Phase außerhalb der Lösung enthalten (als Ausscheidungen), aber die meiste γ-Phase wird in Lösung sein. Ab dieser ersten Wärmebehandlungstemperatur werden die Gegenstände mit einer kontrollierten Geschwindigkeit von etwa 11,1-111°C (20-200°F) pro Stunde und vorzugsweise 27,8-83,3°C (50-150°F) pro Stunde auf eine Temperatur abgekühlt, die wenigstens 111°C (200°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur und vorzugsweise wenigstens 166,5°C (300°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur ist. Dieser Schritt des kontrollierten Abkühlens bewirkt kon trolliertes bevorzugtes Ausscheiden und Wachstum der groben γ-Teilchen an den Korngrenzen, wobei die Teilchen einen Durchmesser von ungefähr 1-5 µm haben. Nach dem Schritt des kontrollierten Abkühlens kann der Gegenstand schnell auf Raumtemperatur abgekühlt werden.

Der zweite Schritt (II) in dem Verfahren nach der Erfindung führt zur Ausbildung einer Verteilung von feinen γ-Ausscheidungen innerhalb der Körner und beinhaltet das Erhitzen des Teils auf eine zweite Wärmebehand lungstemperatur, die etwa 5,6-138,8°C (10-250°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur ist, für eine Zeit von wenigstens 0,5 Stunden und vorzugsweise 1-10 Stunden. Durch diese Wärmebehandlung wird wieder ein Teil der γ-Teilchen aufgelöst oder in Lösung gebracht, wobei aber das Kornwachstum wieder verhindern wird. Nach diesem Schritt wird der Gegenstand schnell auf Raumtemperatur abgekühlt (wobei tatsächlich nun die Abkühlgeschwindigkeit bis herunter auf etwa 649°C (1200°F) die γ-Größe beeinflußt, da unterhalb von etwa 649°C (1200°F) die Abkühlgeschwindigkeit unwichtig ist). In diesem Zusammenhang bedeutet schnelles Abküh len wenigstens so schnell wie mit Gebläseluftkühlung (üblicherweise 333°C (600°F) in 15 Minuten bei einer Scheibe von 136 kg (300 1b.), die eine Dicke von 102 mm (4 Zoll) hat) und möglicherweise schneller, je nach der Größe des Bauteils. Die Abkühlgeschwindigkeit muß ausreichend hoch sein, damit nach einem anschließenden Vergütungsschritt, der unten beschrieben ist, die intragranulare γ-Größe innerhalb eines kritischen Größenbe reiches ist.

Diese Abkühlgeschwindigkeit in Kombination mit der Legierungszusammensetzung, der Wärmebehand lungstemperatur und der Bauteilgröße und -geometrie bestimmt die γ-Teilchengröße innerhalb der Körner. Diese Relationen sind komplex und erfordern eine experimentelle Optimierung für jede Kombination vor Legierung und Bauteilgeometrie zum Erzielen einer feinen internen γ-Teilchengröße.

Kleine Bauteile erreichen eine tatsächliche Abkühlung, die nahe bei der Gesamtabkühlgeschwindigkeit ist, mit der das Bauteil abgekühlt wird. Bei großen Bauteilen gestattet jedoch die thermische Masse nicht das Erreichen von schnellen tatsächlichen Abkühlgeschwindigkeiten in dem gesamten Bauteil, so daß die tatsächliche innere Abkühlung relativ langsam sein kann.

Bauteile, welche Größen haben, die mit einer schnellen tatsächlichen Abkühlgeschwindigkeit kompatibel sind, können sehr nahe bei, aber unter der γ-Solvustemperatur wärmebehandelt werden und die gewünschte feine γ-Teilchengröße erreichen. Bauteile, bei denen eine langsame tatsächliche Abkühlgeschwindigkeit auftritt müssen von niedrigeren Temperaturen aus abgeschreckt werden, d. h. 55,6-166,5°C (100-300°F) unter der γ-Solvustemperatur, um die γ-Teilchengröße innerhalb des gewünschten Bereiches zu erreichen.

Die Erfinder haben eine Beziehung zwischen der mittleren Ausscheidungs(Nichtkorngrenzen)-γ-Größe und dem Rißwachstumswiderstand festgestellt. Das ist in Fig. 3 dargestellt, wo ein maximaler Rißwachstumswider stand bei Teilchengrößen beobachtet wird, die einen mittleren Wert von weniger als etwa 0,15 µm (und vorzugs weise weniger als 0,1 µm) haben. Es ist bekannt, daß, wenn es eine tatsächliche untere Grenze gibt, etwa 0,02 µm eine praktische untere Grenze ist, da die hohen Abkühlgeschwindigkeiten, die benötigt werden, um feinere Größen zu erzielen, gegenwärtig unpraktisch sind.

Wie früher vorgeschlagen, ist es notwendig, die zweite Sublösungsbehandlungstemperatur und die Abkühlge schwindigkeit für eine besondere Bauteilgeometrie zu verändern, um die gewünschte γ-Ausscheidungsteilchen größe zu erzielen. Kleine Bauteile, die gemäß der Erfindung behandelt werden (kleine Bauteile sind definitions gemäß solche mit einer Dicke von weniger als etwa 25,4 mm und/oder einem Gewicht von weniger als etwa 9 kg (20 pounds)), können von einer relativ hohen Sublösungsbehandlungstemperatur aus mit Gebläseluft gekühlt werden (oder selbstverständlich noch schneller gekühlt werden), wogegen große Bauteile (mit einer Dicke von mehr als etwa 51 mm und/oder einem Gewicht von mehr als etwa 45 kg (100 pounds) ab einer niedrigerer Sublösungsbehandlungstemperatur in Flüssigkeit abgeschreckt werden müssen, um eine vergleichbare feine γ-Größe zu erzielen. Für Bauteile mit einer Zwischengröße (mit einem Gewicht zwischen etwa 9 (20) und etwa 45 kg (100 pounds) und/oder einer Dicke von etwa 25,4 bis 51 mm) hat es sich als zufriedenstellend erwiesen, eine niedrigere Sublösungsbehandlungstemperatur in Kombination mit Gebläseluftkühlung zu verwenden. Das er gibt eine vergleichbare feine γ-Teilchengröße. Viele tatsachliche Bauteile werden Abschnitte mit unterschiedli chen Dicken haben. In solchen Fallen ist ein Wärmebehandlungsparameterkompromiß notwendig, der vorzugs weise zugunsten derjenigen Abschnitte getroffen wird, die den größten Bedarf an Dauerfestigkeit haben.

Der dritte Schritt in dem Verfahren ist ein Alterungs oder Stabilisierungsschritt, der ausgeführt wird durch Erhitzen des Gegenstands auf eine dritte Wärmebehandlungstemperatur von etwa 649-816°C (1200-1500°F) für 1-25 Stunden. Dadurch werden die γ-Teilchen ausgeglichen. Mehrstufige Stabilisierungsschritte können ebenfalls benutzt werden.

Am Schluß des erfindungsgemäßen Wärmebehandlungsverfahrens wird der Gegenstand eine feine Korngrö ße haben, die ungefahr gleich der Ausgangskorngroße ist, bei Konzentration von groben (1-5 µm mittleren Durchmesser) γ-Teilchen an den Korngrenzen und einer sehr feinen (0,02-0,15 µm mittlerer Durchmesser) gleichmäßigen/Dispersion innerhalb der Körner. Es hat sich gezeigt, daß dieses Gefüge einen sehr verbesser ten Rißwachstumswiderstand im Vergleich zu den bekannten Mikrogefugen aufweist. Da die feine Ausgangs korngröße beibehalten wird, wird darüber hinaus auch der Eigenwiderstand eines feinkörnigen Gefüges gegen das Einleiten eines Anrisses beibehalten.

Große Bauteile werden ziemlich wahrscheinlich beträchtliche innere Spannungen aufweisen, die aus dem Schritt des schnellen Abkühlens (in Flüssigkeit) resultieren. Diese Spannungen können für die anschließende Bearbeitung und für den späteren Einsatz nachteilig sein. Restspannungen können gemildert werden, indem das Bauteil ausreichend beansprucht wird, um örtliches nachgeben hervorzurufen und dadurch einen Teil der inneren Spannungen abzubauen. Bei Gasturbinentriebwerken kann diese Beanspruchung erzielt werden, indem die Scheibe schnell gedreht wird und dadurch Zentrifugalbeanspruchungen hervorgerufen werden, die ausrei chen, um leichtes ortliches Nachgeben zu bewirken. Andere Spannungsabbaumethoden können ebenfalls ange wandt werden.

Die vorstehende Beschreibung des in Fig. 1 umrissenen Verfahrens betrifft das bevorzugte Verfahren, wel ches die optimalen Ergebnisse erbringt. Fig. 1 zeigt eine gestrichelte Linie, die die anfängliche Subsolvusbehand lung und die kontrollierte Abkühlgeschwindigkeit umgeht. Wenn dieser gestrichelten Linie gefolgt wird, wird der Ausgangswerkstoff, der die anfängliche Korngröße von ASTM 8-12 und die charakteristische γ-Solvus temperatur hat, gemäß dem unteren Teil von Fig. 1 gemäß seiner Größe als kleines, mittleres oder großes Bauteil bearbeitet. Diese Bearbeitungsfolge ergibt eine Verbesserung in der Rißwachstumsgeschwindigkeit etwa um die Hälfte desjenigen Wertes, der sich durch das gesamte Verfahren ergeben würde.

Fig. 4 zeigt die Auswirkung des Verfahrens nach der Erfindung auf die Zeitschwingfestigkeit der Legierung MERL 76. Die mit "Stand der Technik" bezeichnete Kurve zeigt das Rißwachstumsverhalten für die auf her kömmliche Weise bearbeitete Legierung MERL 76. Die mit "vollständiges erfindungsgemäßes Verfahren" be zeichnete Kurve zeigt das Verhalten der Legierung MERL 76, die durch das vollständige Verfahren nach der Erfindung bearbeitet wird. Die mittlere Kurve, die mit "modifiziertes erfindungsgemäßes Verfahren" bezeichnet ist, gilt für Werkstoff, dem eine Behandlung gegeben wird, bei der die erste Wärmebehandlung weggelassen wird. Es ist zu erkennen, daß das Weglassen der ersten Wärmebehandlung den Vorteil der Erfindung etwa um die Hälfte reduziert.

Die vorstehenden sowie weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der folgenden Beschreibung von bevorzugten Ausführungsformen derselben unter Bezugnahme auf die Zeichnungen. Es zeigt

Fig. 1 ein Blockdiagramm des Verfahrens nach der Erfindung,

Fig. 2 ein Diagramm des Verfahrens nach der Erfindung,

Fig. 3 die Zeitschwingfestigkeit, die aus unterschiedlichen γ-Teilchengrößen resultiert,

Fig. 4 die Auswirkung von zwei Versionen des erfindungsgemäßen Verfahrens auf das Ermüdungsverhalten der Legierung MERL 76 und

Fig. 5 den Zeitschwingfestigkeitsvorteil für große Bauteile, der aus dem Verfahren nach der Erfindung resultiert (mit und ohne den Beanspruchungsschritt).

Das Verfahren nach der Erfindung, das oben beschrieben worden ist, ist schematisch in den Fig. 1 und 2 dargestellt. Die Information in den Tabellen I-IV in Kombination mit dieser Beschreibung wird den Fachmann in die Lage versetzen, die Erfindung an einer Vielfalt von üblicherweise benutzten Superlegierungsscheiben werkstoffen auszuführen. Was folgt, sind mehrere illustrative Beispiele.

Beispiel 1

Dieses Beispiel beschreibt die Bearbeitung von kleinen, 9 kg (20 pound) wiegenden Bauteilen aus der Legie rung MERL 76 (deren γ-Solvustemperatur etwa 1191°C (2175°F) beträgt) zum Erzielen von optimaler Dauer wechselfestigkeit. Die korrekte grobe γ-Kornverteilung, die sich hauptsächlich auf die Korngrenzen konzen triert, wird erzielt unter Verwendung einer ersten Wärmebehandlung bei 1171°C (2140°F) für 2 Stunden mit anschließender Abkühlung mittels Gebläseluft mit einer Geschwindigkeit von ungefähr 55,6°C (100°F) pro Stunde auf 982°C (1800°F) und dann Abkühlen auf Raumtemperatur.

Der nächste Schritt erzeugt eine sehr feine γ-Dispersion innerhalb der Körner durch Wärmebehandlung bei 1135°C (2075°F) für 2 Stunden und dann Abkühlung mittels Gebläseluft auf Raumtemperatur. Die Bauteile werden dann bei 732°C (1350°F) für 16 Stunden gealtert.

Beispiel 2

Ein weiteres kleines Bauteil aus der Legierung MERL 76 wurde so bearbeitet, wie es im Beispiel 1 beschrieben ist, mit der Ausnahme, daß der erste Wärmebehandlungsschritt (bei 1171°C oder 2140°F) und das anschließende kontrollierte Abkühlen weggelassen wurden.

Beispiel 3

Dieses Beispiel veranschaulicht eine bekannte Behandlung, die kleinen Bauteilen aus der Legierung MERL 76 gegeben wird.
Lösungsbehandlung: 1143°C (2090°F)/2 Stunden/Ölabschreckung
Stabilisieren: 982°C (1800°F)/1 Stunde/Gebläseluftkühlung
Altern: 732°C (1350°F)/8 Stunden/Luftkühlung

Fig. 4 zeigt das Rißwachstums(da/dN)-Verhalten des Werkstoffes, der gemäß dem Beispiel 1, d. h. durch das Verfahren nach der Erfindung bearbeitet wird, gemäß dem Beispiel 2, d. h. durch das abgekürzte oder modifizier te erfindungsgemäße Verfahren, und gemäß dem Beispiel 3, d. h. durch das bekannte Verfahren. Es ist zu erkennen, daß das erfindungsgemäße Verfahren eine beträchtliche Verbesserung im Rißwachstumsverhalten ergibt und daß das abgekürzte erfindungsgemäße Verfahren einen kleineren Vorteil erbringt.

Beispiel 4

Dieses Beispiel befaßt sich wieder mit der Legierung MERL 76, zeigt aber, wie dieser Werkstoff bei großen Bauteilen wärmezubehandeln ist, d. h. bei Bauteilen, die eine Dicke von mehr als etwa 51 mm haben und/oder mehr als etwa 45 kg wiegen. Typisch für solche Bauteile sind geschmiedete Gasturbinenscheiben. Solche dicken Ausgangsquerschnitte werden bei 1171°C (2140°F) für 2 Stunden sublösungsbehandelt, dann im Ofen mit etwa 55,6°C (100°F) pro Stunden auf 1038°C (1900°F) abgekühlt und dann mit Gebläseluft auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Schmiedestücke werden dann bei 1079°C (1975°F) für 2 Stunden wärmebehandelt und in Öl abgeschreckt. Der letzte Schritt ist eine Stabilisierungsbehandlung bei 732°C (1350°F) für sechzehn Stunden.

Beispiel 5

Dieses Beispiel veranschaulicht einen wahlweisen, aber äußerst vorteilhaften erfindungsgemäßen Schritt, der bei großen Bauteilen anwendbar ist, die in Flüssigkeit abgeschreckt worden sind. Solche Bauteile enthalten beträchtliche Restspannungen infolge des Abkühlens in einem flüssigen Medium. Solche variierenden Restspan nungen erzeugen äußerst variable Dauerwechselfestigkeitsergebnisse. In dem Beispiel 5 wurden einem großen Bauteil mit derselben Geometrie und aus demselben Werkstoff wie dem nach Beispiel 4 alle im Beispiel 4 beschriebenen Wärmebehandlungsschritte gegeben, es wurde aber dann bis an die Dehngrenze beansprucht, indem es bei Raumtemperatur schnell gedreht wurde, und zwar mit einer Drehzahl, bei der sich Spannungen ausbildeten, die ausreichten, um die durch das Abschrecken hervorgerufenen Spannungen zu beseitigen. Das abgeschreckte Bauteil enthielt komplexe innere Spannungen, Druckspannungen an der Oberfläche, die durch interne Zugspannungen ausgeglichen wurden. Innerhalb des Teils verändern sich solche Spannungen in der Größe und in der Richtung. Das Ziel des anschließenden Abschreckspannungsschrittes ist es, äußere Beanspru chungen auszuüben, die ausreichen, um etwas lokales internes Nachgeben zu verursachen und dadurch einen Teil der beim Abschrecken gebildeten Restspannungen zu reduzieren. Eine beträchtliche Streuung in der Dauerwechselfestigkeit wurde bei einigen Proben festgestellt, die von der Scheibe genommen wurden, welche nicht in schnelle Drehung versetzt wurde, im Vergleich mit Proben, die von der beanspruchten Scheibe genom men wurden. Das ist in Fig. 5 gezeigt, wo der schraffierte Bereich die Reduktion in der Streuung beinhaltet. Die mit "Ziel" bezeichnete Linie zeigt das Rißwachstum, das für Waspaloy typisch ist, wobei es sich um einen bekannten rißwachstumsbeständigen Werkstoff handelt, der in der Festigkeit den in Tabelle I angegebenen Legierungen beträchtlich unterlegen ist, und es ist eine klare Reduzierung im Streuungsband zu erkennen. Diese unerwünschte Streuung wurde in der Scheibe, die durch schnelles Drehen beansprucht wurde, merklich redu ziert. Diese Streuungsreduktion ist sehr erwünscht, und der Beanspruchungsschritt ist ein bevorzugter erfin dungsgemäßer Schritt.

Tabelle V zeigt weitere typische mechanische Eigenschaften von Werkstoff, der gemäß der Erfindung (wobei das Verfahren den ersten Wärmebehandlungsschritt beinhaltet) bearbeitet worden ist, und von Werkstoff, der auf bekannte Weise bearbeitet worden ist (in beiden Fällen handelt es sich um den Werkstoff IN100). Es ist zu erkennen, daß das erfindungsgemäße Verfahren die Dehngrenze reduziert, aber andere Eigenschaften nicht nachteilig beeinflußt.

Tabelle I

Nennzusammensetzung, Gew.-%

Tabelle II

Typische Parameter des erfindungsgemäßen Verfahrens bei kleinen Bauteilen

Tabelle III

Typische Parameter des erfindungsgemäßen Verfahrens bei mittelgroßen Bauteilen

Tabelle IV

Typische Parameter des erfindungsgemäßen Verfahrens bei großen Bauteilen

Tabelle V

Claims

1. Verfahren zum Wärmebehandeln eines Nickelsuperlegierungsgegenstands, der 40-70 Vol.-% der γ-Phase enthält, eine γ-Solvustemperatur und eine Ausgangskorngröße hat, gekennzeichnet durch fol gende Schritte:

a) Erzeugen einer Konzentration von groben γ-Teilchen, konzentriert an den Korngrenzen, durch Halten des Gegenstands auf einer ersten Wärmebehandlungstemperatur, die etwa 5,6-27,8°C (10-50°F) unter der γ-Solvustemperatur liegt, für wenigstens 0,5 Stunden, und Abkühlen des Gegen stands mit etwa 11-111°C (20-200°F) pro Stunden auf eine Temperatur, die wenigstens etwa 111°C (200°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur liegt;
b) Erzeugen einer feinen Dispersion der γ-Phase innerhalb der Körner durch Erhitzen auf eine zweite Wärmebehandlungstemperatur, die etwa 5,6-139°C (10-250°F) unter der ersten Wärmebehand lungstemperatur liegt, für wenigstens 0,5 Stunden, und dann schnelles Abkühlen auf unter etwa 649°C (1200° F); und
c) Stabilisieren der γ-Teilchen innerhalb der Körner durch Erhitzen des Gegenstands auf 649-816°C (1200-1500°F) für etwa 1-25 Stunden;

wodurch sich ein Gefüge mit Dauerwechselfestigkeit ergibt, das grobe γ-Teilchen an den Korngrenzen und feine γ-Teilchen innerhalb der Körner enthält und eine Korngröße hat, die im wesentlichen gleich der Ausgangskorngröße ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, das sich insbesondere für kleine Bauteile mit einer Dicke bis zu etwa 25,4 mm und/oder einem Gewicht bis zu etwa 9 kg (20 pounds) eignet, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Wärmebehandlungstemperatur 5,6-55,6°C (10-100°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur liegt und daß die Bauteile ab der zweiten Wärmebehandlungstemperatur mit einer Geschwindigkeit abge kühlt werden, die wenigstens gleich der ist, welche durch Gebläseluftkühlung erzeugt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, das sich insbesondere für Bauteile mittlerer Größe eignet, die etwa 9-45 kg (20-100 pounds) wiegen und/oder eine Dicke von 25,4-51 mm haben, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Wärmebehandlungstemperatur etwa 42-83°C (75-150°F) unter der ersten Wärmebehandlungs temperatur liegt und daß die Bauteile ab der zweiten Wärmebehandlungstemperatur mit einer Geschwin digkeit abgekühlt werden, die wenigstens gleich der ist, welche durch Gebläseluftkühlung erzeugt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1, das sich insbesondere für Bauteile eignet, die mehr als etwa 51 mm dick sind und/oder mehr als etwa 45 kg (100 pounds) wiegen, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Wärmebehand lungstemperatur etwa 55,6-139°C (100-250°F) unter der ersten Wärmebehandlungstemperatur liegt und daß das Bauteil dann in Flüssigkeit abgeschreckt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Bauteil vor dem Schritt "c" beansprucht wird.

6. Verfahren zum Wärmebehandeln von γ-verfestigten Nickelsuperlegierungen, die eine charakteristische γ-Solvustemperatur und eine Anfangskorngröße haben und durch Korngrenzen getrennte Körner enthal ten, zum Verbessern der Dauerwechselfestigkeit, gekennzeichnet durch folgende Schritte:

a) Erhitzen der Legierung auf eine Temperatur nahe bei, aber unterhalb der γ-Solvustemperatur, und Abkühlen mit einer kontrollierten Geschwindigkeit, um eine Verteilung von groben (1-5 Mikrometer) γ-Teilchen an den Korngrenzen auszubilden,
b) Erhitzen der Legierung auf eine Temperatur nahe bei, aber unterhalb der γ-Solvustemperatur, und schnelles Abkühlen, wobei die Temperatur und die Abkühlgeschwindigkeit so koordiniert werden, daß eine Verteilung von feinen (0,02-0,15 Mikrometer) γ-Teilchen innerhalb der Körner erzeugt wird, und
c) Erhitzen der Legierung auf eine mäßige Temperatur, um das Mikrogefüge zu stabilisieren, wodurch die Legierung ihre ursprüngliche Korngröße im wesentlichen behält und ein Mikrogefüge hat, das aus groben γ-Teilchen besteht, die sich hauptsächlich an den Korngrenzen befinden, und aus feinen γ-Teilchen innerhalb der Körner, und gegen Ermüdungsanrißeinleitung und -wachstum beständig ist.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Schritt "a" weggelassen wird.

8. Dauerwechselfestigkeit aufweisender Superlegierungsgegenstand, gekennzeichnet durch eine feine Korngröße mit einem mittleren Korndurchmesser von 0,022-0,006 mm oder ASTM 8 bis 12, durch eine Verteilung von groben (1-5 Mikrometer) γ-Teilchen an den Korngrenzen und durch eine Verteilung von 0,02-0,15 Mikrometer großen γ-Teilchen innerhalb der Körner.