DE3926289A1 - Gegenstand aus einer gegenueber dem wachstum von ermuedungsrissen bestaendigen nickelbasis-legierung, legierung und verfahren zur herstellung - Google Patents
Gegenstand aus einer gegenueber dem wachstum von ermuedungsrissen bestaendigen nickelbasis-legierung, legierung und verfahren zur herstellungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft einen verbesserten Gegenstand aus einer
Nickelbasis-Superlegierung, die Legierung und Verfahren zum Herstellen
des Gegenstandes, und sie betrifft im besonderen einen
Gegenstand mit einer Kombination hoher Festigkeit und Toleranz
gegenüber Defekten zum Einsatz in einem Temperaturbereich von
Umgebungstemperatur bis zu etwa 760°C (entsprechend 1400°F).
Die erhöhte Temperaturfestigkeit von ausscheidungsgehärteten
Nickelbasis-Superlegierungen hat ihren weiten Einsatz in Komponenten
für Flugzeug-Gasturbinentriebwerke zur Folge gehabt. Für
Komponenten wie Turbinenscheiben und Dichtungen hat die Entwicklung
verbesserter Nickelbasis-Superlegierungen hystorisch
auf höhere Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit bzw. Dauerstandfestigkeit
und Spannungsbruchfestigkeit gezielt. Verbesserungen
dieser Eigenschaften können eine bessere Leistungsfähigkeit und
Wirksamkeit des Triebwerkes gestatten. In den letzten Jahren gab
es auch eine zunehmende Forderung nach größerer Ermüdungsbeständigkeit.
Diese Forderung entstammt dem starken Wunsch, die Lebensdauer
der Komponenten genau zu bestimmen und die Dauerhaftigkeit
des Triebwerkes festzulegen. Verbesserungen bezüglich der
Ermüdungsbeständigkeit vermindern die Kosten während der Gebrauchsdauer
und die Häufigkeit von Inspektionen während des Betriebes.
Es wurde auch beobachtet, daß die Empfindlichkeit gegenüber
Ermüdungsversagen üblicherweise zunimmt, wenn die Festigkeiten
des Materials und die Betriebstemperaturen der Komponenten
erhöht werden. In einigen Fällen wurde die Lebensdauer kritischer
Scheibenkomponenten durch die Ermüdung begrenzt, was die Aufmerksamkeit
auf die Ermüdung und die Verbesserung während der Programme
der Legierungsentwicklung und Bearbeitung richtete.
Derzeitige Entwurfsmethoden für Turbinenscheiben benutzen üblicherweise
die Ermüdungseigenschaften sowie die üblichen Eigenschaften
der Zugfestigkeit, der Kriechbeständigkeit und der Spannungsbruchfestigkeit
für die Bestimmung der Größen und Lebensdauer. In
vielen Fällen erfolgt die geeignetste Quantifizierung des Ermüdungsverhaltens
für diese Analysen durch Bestimmung der Rißwachstumsraten,
wie sie durch die lineare elastische Bruchmechanik
(LEFM) beschrieben werden. Nach der LEFM ist die Rate der Ausbreitung
eines Ermüdungsrisses pro Zyklus (da/dN) eine einwertige
Funktion, die beschrieben werden kann durch den Spannungs-Intensitätsbereich
Delta K, definiert als K max bis K min . Delta K dient
als Skalenfaktor zur Bestimmung der Größe des Spannungsfeldes an
einer Rißspitze und wird in allgemeiner Form angegeben als:
Delta K=f (Spannung, Rißlänge und Geometrie).
Delta K=f (Spannung, Rißlänge und Geometrie).
Für verbesserte Scheiben hat es sich als erwünscht erwiesen, Materialien
zu entwickeln und zu benutzen, die geringe, stabile Rißwachstumsraten
zusammen mit hoher Zugfestigkeit, Dauerstandfestigkeit
bzw. Kriechfestigkeit und Spannungsbruchfestigkeit aufweisen.
Die Entwicklung neuer Nickelbasis-Superlegierungen, die gleichzeitig
die Verbesserungen hinsichtlich Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit,
Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit gegenüber
dem Wachstum von Ermüdungsrissen und/oder einen geeigneten Ausgleich
dieser Eigenschaften aufweisen, die für einen Fortschritt
auf dem Gebiete der Flugzeug-Gasturbinen wesentlich sind, bedeuten
eine beträchtliche Herausforderung. Diese Herausforderung
ergibt sich aus dem Wettbewerb zwischen erwünschten Gefügen, Verfestigungsmechanismen
und Zusammensetzungsmerkmalen. Die folgenden
sind typische Beispiele des Wettbewerbs:
- (1) Eine feine Korngröße, z. B. eine Korngröße geringer als etwa ASTM 10, ist üblicherweise erwünscht zur Verbesserung der Zugfestigkeit, während eine grobe Korngröße, z. B. eine Korngröße größer als etwa ASTM 10, erwünscht ist zum Verbessern von Kriechfestigkeit, Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit gegenüber Rißwachstum;
- (2) Kleine, abscherbare Ausscheidungen sind erwünscht zum Verbessern der Beständigkeit gegenüber dem Wachstum von Ermüdungsrissen unter bestimmten Bedingungen, während scherbeständige Ausscheidungen für eine hohe Zugfestigkeit erwünscht sind;
- (3) Eine hohe Kohärenz zwischen Ausscheidung und Matrix bei der Dehnung ist erwünscht für eine hohe Zugfestigkeit, während eine geringe Kohärenz bei der Dehnung üblicherweise für eine gute Stabilität, Spannungsbruchbeständigkeit und wahrscheinlich eine gute Beständigkeit gegenüber dem Wachsen von Ermüdungsrissen erwünscht ist;
- (4) Größere Mengen von hochschmelzenden Elementen, wie W, Ta oder Nb, können die Festigkeit deutlich verbessern, doch müssen solche Elemente in mäßigen Mengen eingesetzt werden, um nicht erwünschte Zunahmen bei der Legierungsdichte zu vermeiden.
Nachdem Zusammensetzungen mit vorteilhaften mechanischen Eigenschaften
im Laboratoriumsmaßstab festgestellt worden sind, besteht
eine beträchtliche Herausforderung darin, diese Technologie
auf die Herstellung von Gegenständen im industriellen Maßstab zu
übertragen, z. B. von Turbinenscheiben mit Durchmessern von bis
zu etwa 625 mm, jedoch auf solche Größen nicht beschränkt. Diese
Probleme sind an sich in der Metallurgie bekannt. Es ist jedoch
kein Nickelbasis-Superlegierungsmaterial beschrieben worden, das
einen verbesserten nützlichen Ausgleich von Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit,
Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit gegenüber
Ermüdungsrißwachstum aufweist oder eine Kombination aus Legierung
und Verfahren, die eine großtechnische Produktion und
den praktischen Einsatz eines solchen Materials gestatten.
Gemäß einer Ausführungsform schafft die vorliegende Erfindung ein
Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer Nickelbasis-Superlegierung,
bei dem die Superlegierung innerhalb eines spezifischen
Bereiches der Dehnungsrate bearbeitet wird, um ein abnormales
oder kritisches Kornwachstum zu vermeiden. Eine spezifischere
Ausführungsform der vorliegenden Erfindung schafft ein Verfahren
zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer Gamma′-ausscheidungsgehärteten
Nickelbasis-Superlegierung, die einen Gehalt an
Gamma′ von etwa 30 bis 46 Vol.-% einschließt, eine vorbestimmte
kritische Dehnungsrate für nachfolgend ausgewählte Bearbeitungsbedingungen
sowie eine Abschreck-Rißbeständigkeit aufweist, um
das rasche Abschrecken im wesentlichen ohne Rißbildung von einer
oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur
bis zu einer vorausgewählten Abschrecktemperatur zu ermöglichen.
Das Verfahren schließt das Bearbeiten der Superlegierung
bei Bearbeitungsbedingungen und einer Dehnungsrate ein, die nicht
größer ist als eine vorbestimmte kritische Dehnungsrate E c , um
eine bearbeitete Struktur zu schaffen, deren Korngröße im wesentlichen
nicht größer ist als etwa ASTM 10 und die Ausscheidungen
enthält, die Gamma′ sowie MC-Karbid einschließen. Dann erhitzt
man diese bearbeitete Struktur auf die oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
liegende Lösungsglühtemperatur, die angemessen
ist, um im wesentlichen das gesamte Gamma′, nicht aber die MC-Karbide,
aufzulösen, sowie die Körner gleichmäßig zu vergröbern
(d. h. im wesentlichen ohne ein kritisches Kornwachstum) bis zu
einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9. Die Rißbeständigkeit
der Superlegierung beim Abschrecken gestattet ein
rasches Abschrecken der so erhaltenen Struktur bis zu einer Abschrecktemperatur,
um Gamma′ erneut auszuscheiden, ohne daß die
Struktur wesentliche Risse aufweist.
Nach einer solchen Behandlung kann die Struktur gealtert werden,
um einen Gegenstand zu schaffen, der einen verbesserten, nützlichen
Ausgleich und eine Kombination von Eigenschaften der Zugfestigkeit,
Kriechbeständigkeit, Spannungsbruchfestigkeit und
Beständigkeit gegenüber Ermüdungsrißwachstum hat, insbesondere
zum Einsatz bei Temperaturen von Umgebungstemperatur bis zu einer
Temperatur von etwa 760°C (entsprechend 1400°F).
Die Schaffung einer Nickelbasis-Superlegierung mit einem Gamma′-Gehalt
im Bereich von 30 bis 46 Vol.-% und vorzugsweise von 33
bis 46 Vol.-%, mit einer Zusammensetzung und Korngröße, die zu
einer Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens 0,3 bei den
Bearbeitungsbedingungen führt sowie mit einer Beständigkeit gegenüber
Rißbildung beim Abschrecken, gestattet die Ausführung des
erfindungsgemäßen Verfahrens.
In der Zeichnung zeigt
Fig. 1 eine graphische Darstellung der Fließspannung gegenüber
der Dehnungsrate der Legierung A bei verschiedenen
Temperaturen und einer mittleren Korngröße von
etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10,
Fig. 2 einen graphischen Vergleich der Dehnungsraten-Empfindlichkeit
m mit der Dehnungsrate für die Legierung A
mit einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso
wie ASTM 10,
Fig. 3 einen graphischen Vergleich der Fließspannung gegenüber
der Dehnungsrate der Legierung A bei verschiedenen
Temperaturen und einer mittleren Korngröße von
etwa ASTM 9, ebenso wie ASTM 7 und
Fig. 4 einen graphischen Vergleich der Dehnungsraten-Empfindlichkeit
m mit der Dehnungsrate für die Legierung A
mit einer mittleren Korngröße von etwa Fig. 9, ebenso
wie ASTM 7.
In der vorliegenden Erfindung wurde eine einzigartige Kombination
der Zusammensetzung und Verarbeitung einer Nickelbasis-Superlegierung
erkannt. Diese Kombination ergibt reproduzierbar einen bemerkenswerten
Ausgleich der Eigenschaften der Zugfestigkeit,
Kriechbeständigkeit, Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit
gegenüber Ermüdungsrißwachstum, insbesondere zum Einsatz bei der
Herstellung von Gegenständen, die hohe Festigkeit und ausgezeichnete
Ermüdungsbeständigkeit von Umgebungstemperatur bis zu etwa
760°C (entsprechend 1400°F) erfordern. Eine besonders wichtige
Ausführungsform der vorliegenden Erfindung liegt in der Herstellung
eines Gegenstandes durch pulvermetallurgische Techniken einschließlich
dem heißen Strangpressen zur Verdichtung, dem isothermen
Schmieden zur Bearbeitung nahe der Endgestalt und dann das
oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur ausgeführte Lösungsglühen,
rasches Abschrecken und Hitzealtern, wie oben erwähnt.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Zusammensetzung der zur
vorliegenden Erfindung gehörenden Nickelbasis-Superlegierung sind
Al und Ti die Hauptelemente, die sich mit Nickel kombinieren, um
die erwünschte Menge an Gamma′-Ausscheidung, hauptsächlich Ni₃
(Al, Ti), zu bilden. Die Elemente Ni, Cr, W, Mo und Co sind die
Hauptelemente, die sich unter Bildung der Gamma-Matrix kombinieren.
Das hauptsächlich gebildete Hochtemperatur-Karbid ist vom
MC-Typ, bei dem M vorwiegend Nb, Zr und Ti ist. Mit dieser Legierungsart
werden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren kritische
Bearbeitungs- und Verformungsstufen ausgeführt, um eine bearbeitete
Struktur mit einer Korngröße nicht größer als etwa ASTM 10
zu schaffen. Dann wird diese Legierungsstruktur-Kombination einem
(mit Ausnahme für die Hochtemperatur-Karbide) vollständigen Lösungsglühen
bei einer die Gamma′-Lösungstemperatur übersteigenden
Temperatur unterworfen, wobei die bearbeitete Kornstruktur gleichzeitig
rekristallisiert und sich gleichmäßig zu einer mittleren
Korngröße von etwa ASTM 7 mit einem Bereich von etwa ASTM 2-9
vergröbert. Der in der vorliegenden Anmeldung im Zusammenhang
mit der Korngröße benutzte Begriff "gleichförmig" bedeutet, daß
ein kritisches Kornwachstum im wesentlichen nicht aufgetreten ist.
Eine bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung schafft
eine sorgfältige Kontrolle der Abkühlrate von der Lösungsglühtemperatur
oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur bei einem raschen
Abschrecken.
Zur Verbesserung des Verständnisses der vorliegenden Erfindung
werden im folgenden die benutzten Begriffe näher erläutert. So
bedeutet im Rahmen der vorliegenden Anmeldung eine Bezugnahme auf
Korngrößen nach ASTM die Bezugnahme auf Standardkorngrößen, die
von der American Society for Testing and Materials begründet und
veröffentlicht worden ist. Weiter wurde im Rahmen der vorliegenden
Erfindung erkannt, daß die Dehnungsrate während der Verformung
kritisch ist. Die benutzte Größe "E c " bedeutet daher in der
vorliegenden Anmeldung eine kritische Dehnungsrate, die, wenn
sie bei den Verformungs-/Bearbeitungs-Stufen überschritten wird
und von einer ausreichenden Gesamtdehnung begleitet ist, zu einem
kritischen Kornwachstum nach der Wärmebehandlung oberhalb der
Gamma′-Lösungstemperatur an solchen Stellen führt, bei denen E c
überschritten wurde.
E c kann für eine ausgewählte Legierung anhand von Verformungs-Testproben
unter verschiedenen Verformungsraten-Bedingungen bestimmt
werden. Die verformten Proben werden dann bei einer Temperatur
oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur (z. B. etwa 28°C oberhalb
dieser Lösungstemperatur) und unterhalb der beginnenden
Schmelztemperatur der Legierung wärmebehandelt. Der genaue Wert
von E c kann auch von der Menge an Verformung abhängen, die bei
der Probe bei einer gegebenen Verformungsrate vorgenommen wurde,
wobei ein kritisches Kornwachstum nach der Wärmebehandlung oberhalb
der Gamma′-Lösungstemperatur beobachtet werden kann. Gemäß
der vorliegenden Erfindung wird eine Superlegierungs-Struktur
oder ein Superlegierungsteil, z. B. in Form eines Knüppels oder
eines pulvermetallurgisch erhaltenen Preßlings, mit einer Korngröße
von nicht mehr als etwa ASTM 10 vor der Wärmebehandlung
mit einer Dehnungsrate bearbeitet oder verformt, die geringer ist
als eine vorbestimmte kritische Dehnungsrate E c , die zu einem
kritischen Kornwachstum führen würde. Danach wird die verformte
Struktur oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur wärmebehandelt.
Der Wert von E c ist gemäß der vorliegenden Erfindung abhängig von
der Zusammensetzung und dem Gefüge der Legierung:
Der Gamma′-Gehalt wird in Übereinstimmung mit experimentellen Daten
als im Bereich von etwa 30 bis 46 Vol.-% liegend errechnet,
und die Korngröße nach dem Verformen ist nicht größer als etwa
ASTM 10.
Gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, die besonders
verbunden ist mit einer weiter unten beschriebenen Legierung
A, gibt es eine kritische Beziehung zwischen Dehnungsrate,
abnormem Kornwachstum und Fließverhalten bei hoher Temperatur.
So wird z. B. unter Benutzung der Ergebnisse der Fließspannung
gegenüber der Dehnungsrate für eine ausgewählte Legierung, ein
Dehnungsraten-Empfindlichkeitsparameter "m" nach der Gleichung
bestimmt:
m = d [ln (Fließspannung)]/d [ln (Dehnungsrate)]
und dann als Funktion der Dehnungsrate aufgetragen. Gemäß einer
Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ergeben bestimmte Legierungen
mit einem Dehnungsraten-Empfindlichkeitswert m bei vorausgewählten
Bearbeitungsbedingungen von mindestens 0,3 für eine
gegebene Dehnungsrate kein kritisches, abnormes Kornwachstum bei
der ausgewählten Dehnungsrate. Die Legierung wird sich im Gegensatz
zu Legierungen, die einen m-Wert von weniger als etwa 0,3
aufweisen, in einer superplastischen Weise verformen, während die
Legierungen mit m kleiner als 0,3 dieses superplastische Verformungsverhalten
nicht zeigen.
Ein Beispiel dieser Bestimmungen, das während der Auswertung der
vorliegenden Erfindung ausgeführt wurde, benutzte eine Gamma′-ausscheidungsgehärtete
Nickelbasis-Superlegierung, die im folgenden
als Legierung A bezeichnet wird und die nominelle Zusammensetzung
in Gewichtsprozent von 12 bis 14 Co, 15 bis 17 Cr, 3,5
bis 4,5 Mo, 3,5 bis 4,5 W, 1,5 bis 2,5 Al, 3,2 bis 4,2 Ti, 0,5
bis 2 Nb, 0,01 bis 0,04 B, 0,01 bis 0,06 C, 0,01 bis 0,06 Zr,
bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, Rest im wesentlichen
Nickel und übliche Verunreinigungen, aufwies. Deren Gamma′-Lösungstemperatur
wurde als im Bereich von 1065 bis 1175°C (entsprechend
1950 bis 2150°F) liegend abgeschätzt, für einen Gehalt
von 40 Vol.-% an Gamma′ üblicherweise im Bereich von etwa 1107 bis
1120°C (entsprechend 2025 bis 2050°F). Der Gamma′-Gehalt lag im
Bereich von etwa 33 bis 46 Vol.-%. Eine Form der Legierung, die
in der folgenden Tabelle I als Legierung A bezeichnet ist und
eine mittlere Korngröße von etwa ASTM 12 ebenso wie ASTM 10 aufwies,
wurde hergestellt und maschinell zu einem abgeschrägten
Zuversuch-Probekörper verarbeitet und mit auf dem Umfang angebrachten
Vergleichslinien versehen. Der Probekörper wurde bei
Raumtemperatur zu einer nominellen plastischen Dehnung von 10%
gedehnt. Schrittweise plastische Dehnungen wurden zwischen den
Vergleichslinien gemessen und als Funktion der Meßlinge aufgetragen.
Es wurde beobachtet, daß die plastische Dehnung mit abnehmendem
Durchmesser des Zugversuch-Probekörpers zunahm. Dieser abgeschrägte
Probekörper, der bei Raumtemperatur gedehnt worden war,
wurde dann für etwa 1 Stunde oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
bei etwa 1150°C (entsprechend 2100°F) wärmebehandelt und auf Zimmertemperatur
luftgekühlt. Nach dem Schneiden und Polieren des
Probekörpers zeigte die Makro-Struktur deutlich einen Gradienten
zunehmenden Kornwachstums mit zunehmender Dehnung. Es wurde beobachtet,
daß ein kritisches Kornwachstum in einem Bereich von 6
bis 8% plastischer Dehnung beginnt, wo die Korngröße etwa ASTM 3
(Korndurchmesser etwa 1 mm) betrug. Auf der Grundlage dieser Verfahren
wurde bestimmt, daß die Legierung A ein abnormales Kornwachstum
zeigen wird, wenn sie einer kritischen Dehnung im Bereich
von 6 bis 8% bei Zimmertemperatur unterworfen wird. Bei
einem anderen Verfahren wurde jedoch festgestellt, daß beim Dehnen
des abgeschrägten Probekörpers aus der Legierung A mit der
gleichen nominellen Dehnung von 10% bei einer erhöhten Temperatur
von etwa 1060°C (entsprechend 1940°F) statt bei Raumtemperatur
der Zugversuch-Probekörper eine mittlere Korngröße von etwa
ASTM 7 beibehielt und nach der gleichen Wärmebehandlung bei einer
Temperatur oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur kein abnormales
Kornwachstum aufwies. Selbst eine Zunahme der nominellen Dehnung
von 10 auf 25% ergab kein kritisches Kornwachstum, wenn der abgeschrägte
Zugversuch-Probekörper aus der Legierung A bei etwa
1060°C (entsprechend 1940°F) gedehnt wurde.
Diese Ergebnisse zeigen, daß die Dehnung allein nicht die hauptsächliche
Variable zur Vorhersage abnormalen Kornwachstums
hauptsächlich während der Verformung bei erhöhter Temperatur ist.
In der vorliegenden Erfindung wurde unerwarteterweise erkannt,
daß das kritische Kornwachstum hauptsächlich eine Funktion der
lokalen Dehnungsrate innerhalb einer Struktur oder eines Gegenstandes
ist, nicht aber der Gesamtdehnung während eines bei hoher
Temperatur durchgeführten Bearbeitens/Verformens. In der vorliegenden
Erfindung wurde daher erkannt, daß es eine kritische Dehnungsrate
E c gibt, die, wenn man sie während des Bearbeitungsprozesses
übersteigt, an den Stellen zu einem kritischen Kornwachstum
führt, bei denen dieses E c überschritten wurde.
Es wurde beobachtet, daß in einem Diagramm, bei dem der Logarithmus
der Fließspannung gegen den Logarithmus der Dehnungsrate aufgetragen
wurde, E c entweder in einem Bereich (Bereich III) liegt,
der kein superplastisches Verformungsverhalten zeigt oder in
einem Übergangsbereich zwischen dem Bereich III und einem Bereich
(Bereich II), der ein superplastisches Verformungsverhalten zeigt.
Solche Bereiche, wie die Bereiche II und III, sind in der metallurgischen
Literatur im Zusammenhang mit Superplastizität bekannt.
Der genaue Wert von E c kann auch von der Dehnungsmenge abhängen,
der ein Gegenstand oder eine Struktur bei der Dehnungsrate unterworfen
wurde.
Diese Beobachtungen wurden aus Auswertungen abgeleitet, die mit
der oben identifizierten Legierung A ausgeführt wurden, wobei man
übliche Zugversuch-Probekörper und isothermisch geschmiedete Komponenten
voller Größe aus Flugzeug-Gasturbinen benutzte. Anfänglich
wurde das Verhalten der Fließspannung in Abhängigkeit von
der Dehnungsrate der Legierung bei verschiedenen isothermen
Schmiedetemperaturen charakterisiert, wie in der graphischen Darstellung
der Fig. 1 gezeigt für einen Knüppel von etwa 7,5 cm
Durchmesser, der durch Strangpressen unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
verformt wurde und eine mittlere Korngröße von etwa
ASTM 12 hatte, ebenso wie ASTM 10. Nach diesen Daten wurde der
wie oben identifizierte Dehnungsraten-Empfindlichkeitsparameter m,
definiert als
d [ln (Fließspannung)]/d [ln (Dehnungsrate)],
gegen
die Dehnungsrate aufgetragen. Die entsprechende Kurve findet sich
in der graphischen Darstellung der Fig. 2. Eine horizontale Linie
bei m=0,3 wurde in die Fig. 2 eingezeichnet. Nach der vorliegenden
Erfindung führen gewisse Legierungen, wie die Legierung A,
mit einem Dehnungsraten-Empfindlichkeitswert m von mindestens etwa
0,3 bei den Verformungsbedingungen für eine gegebene Dehnungsrate
nicht zu einem kritischen, abnormalen Kornwachstum bei der ausgewählten
Dehnungsrate.
Als weiteres Beispiel der Erkenntnisse der vorliegenden Erfindung
wurden übliche Zugversuch-Probekörper aus Legierung A bei etwa
1170°C (entsprechend 1960°F) bei Dehnungsraten von 0,6 mm/mm/min
(m=0,42) im superplastischen Bereich II bis zu einer mittleren
Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie etwa ASTM 10, und bei
6 mm/mm/min (m=0,25) im nicht-superplastischen Bereich III bis
zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10,
verformt. Nach einem Lösungsglühen bei einer oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
liegenden Temperatur von etwa 1150°C (entsprechend
2100°F) für etwa 1 Stunde und nachfolgendem Kühlen in Luft
auf Raumtemperatur zeigte der Probekörper, der im Bereich III verformt
worden war, ein abnormales Kornwachstum bis zu einer Korngröße
von ASTM -3, während der im Bereich II verformte Probekörper
ein solches abnormales Kornwachstum nicht aufwies.
Bei einem anderen Beispiel der Auswertung der vorliegenden Erfindung
wurden Ergebnisse für die Fließspannung und die Abhängigkeit
des Wertes m von der Dehnungsrate für die Legierung A anhand
eines Knüppels mit einem Durchmesser von etwa 22,5 cm bestimmt.
Es wurden Gasturbinenscheiben voller Größe mit verschiedenen
Dehnungsraten und bei verschiedenen Temperaturen unterhalb der
Gamma′-Lösungstemperatur im Bereich von 1107 bis 1120°C (entsprechend
2025 bis 2050°F) bis zu einer mittleren Korngröße von etwa
ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, geschmiedet. Scheiben, die bei Dehnungsraten
im Bereich II geschmiedet wurden, zeigten kein abnormales
Kornwachstum. Scheiben, die bei Dehnungsraten im Übergangsbereich
zwischen den Regionen II und III oberhalb der kritischen
Dehnungsrate E c geschmiedet wurden, zeigten ein deutlich abnormales
Kornwachstum bis zu ASTM -3.
Diesen Feststellungen überlagert ist die Tatsache, daß die kritische
Dehnungsrate, die zur Erzeugung abnormalen Kornwachstums erforderlich
ist, sehr vom Gefüge, insbesondere der Korngröße abhängig
ist. Bei gewissen Legierungen steht diese Empfindlichkeit in
einer starken Abhängigkeit von der Fließspannung, und daher ist der
Wert für m von der Korngröße abhängig. In dem oben erläuterten Beispiel
im Zusammenhang mit dem Knüppel von etwa 22,5 cm Durchmesser
betrug die mittlere Korngröße des Probekörpers etwa ASTM 12,
ebenso wie ASTM 10. Es wurde beobachtet, daß beim Vergröbern der
Korngröße auf im Mittel etwa ASTM 9, ebenso wie ASTM 7, sich das
Verformungsverhalten für die Legierung A zu dem in der graphischen
Darstellung der Fig. 3 und 4 änderte. Man beachte die
Lage der Linie m=0,3 in Fig. 4. Für eine gegebene Dehnungsrate
weist eine gröbere Korngröße eine höhere Fließspannung auf, insbesondere
bei den geringeren Dehnungsraten, wie sie in Fig. 3 gezeigt
sind. Auch verschiebt sich die Spitze der Kurve, in der m
gegen die Dehnungsrate aufgetragen ist, in der graphischen Darstellung
nach links (geringere Dehnungsraten) mit zunehmender
Korngröße. Ein Merkmal der vorliegenden Erfindung ist es daher,
der verformten Struktur eine feinere Korngröße zu geben, die in
der vorliegenden Anmeldung als nicht größer als etwa ASTM 10 definiert
ist.
In der Metallurgie ist es aufgrund einer weiten Vielfalt publizierter
Daten allgemein anerkannt, daß bei Nickelbasis-Superlegierungen
der allgemeinen Art der Legierung A eine Vergrößerung des
Volumenprozentgehaltes an Gamma′ die Festigkeit bei hoher Temperatur
erhöht. Deshalb haben gewisse kürzlich entwickelte Nickelbasis-Superlegierungen
für den Einsatz bei hoher Temperatur in
Gasturbinen Gamma′-Gehalte von mindestens etwa 50 Vol.-% und allgemein
mehr aufgewiesen, um die Festigkeit zu erhöhen. Der Gamma′-Gehalt
einer Nickelbasis-Superlegierung und die oberhalb der
Gamma′-Lösungstemperatur liegende Temperatur für das Lösungsglühen
stehen jedoch in Beziehung zur Rißempfindlichkeit der Legierung
während des raschen Abschreckens nach dem Lösungsglühen, um
die Festigkeitseigenschaften zu fördern. Je höher der Gamma′-Gehalt
und je höher somit die Gamma′-Lösungstemperatur, um so größer
wird der thermische Schock und die Änderung bei der inneren Dehnung
sein, wenn sich Gamma′ beim Abkühlen ausscheidet. Das Ergebnis
solcher höheren Gamma′-Gehalte ist daher eine größere Empfänglichkeit
für die Rißbildung in einem Teil während des raschen Abschreckens
von einem Lösungsglühen bei einer Temperatur oberhalb
der Gamma′-Lösungstemperatur. Während der Auswertung der vorliegenden
Erfindung wurde eine Vielfalt von Nickelbasis-Superlegierungen
hinsichtlich der Rißempfindlichkeit beim Abschrecken untersucht.
Die folgenden Tabellen I und II identifizieren einige dieser
Legierungen, einschließlich der oben angegebenen Legierung A,
und sie geben die Festigkeit und die Empfindlichkeit für Abschreckrisse
wieder.
Alle Legierungen der vorstehenden Tabellen wurden mittels üblicher
Pulvermetallurgie hergestellt und durch Strangpressen bis
zu einer mittleren Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10,
verfestigt. Das Verfestigen des in einem Behälter enthaltenen
Pulvers erfolgte jeweils unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
und bei einem Druck, der zumindest zu 98% der theoretischen
Dichte führte. Das Verformen des zusammengepreßten Materials
wurde mit einem Flächenverminderungsverhältnis von etwa 6 : 1 und
bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur ausgeführt,
um einen vollständig dichten, feinkörnigen Knüppel zu
ergeben. Die so erhaltenen Knüppel wurden zu Längen geschnitten,
die geeignet waren zum isothermen Schmieden zu Turbinenscheiben
mit beinahe der Endgestalt und Durchmessern von etwa 62,5 cm
(entsprechend 25 Zoll) und mit einem Gewicht von etwa 160 kg
(entsprechend 350 US-Pfund).
Die Legierungen A, B, C und D wurden isotherm zu einer mittleren
Korngröße von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, bei einer Temperatur
und mit einer Dehnungsrate geschmiedet, die eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit
m von etwa 0,5 ergaben. Die Legierungen
A, B, C und D wurden dann bei einer Temperatur oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung schloß
eine Vorwärmebehandlung bei der isothermen Schmiedetemperatur
jeder Legierung für etwa 1 bis 2 Stunden ein, gefolgt von einem
direkten Erhitzen auf die oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
liegende Lösungsglühtemperatur (etwa 28°C bzw. 50°F oberhalb der
jeweiligen Gamma′-Lösungstemperatur jeder Legierung). Jede Scheibe
wurde für etwa 1 Stunde bei der Lösungsglühtemperatur gehalten,
gefolgt von einer kurzen Kühlung in Luft (bis zu etwa 5 Minuten),
bevor ein Abschrecken in Öl erfolgte. Nur die Legierung A
zeigte keine Rißbildung.
Die gegebene Information hat gezeigt, daß Gamma′-gehärtete Nickelbasis-Superlegierungen
mit einem weiten Zusammensetzungsbereich
durch pulvermetallurgische Verarbeitung, Herstellung feinkörniger
Knüppel und isothermes Schmieden der Knüppel zu komplexen,
nahe der Endgestalt liegenden Konfigurationen verarbeitet werden
können. Diese leichte Verarbeitbarkeit erstreckt sich üblicherweise
jedoch nicht auf die Wärmebehandlung, insbesondere wenn
das Lösungsglühen oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur stattfinden
soll. Den Daten der Tabelle II kann entnommen werden, daß
alle Legierungen mit Ausnahme der Legierung A als Ergebnis des
raschen Abschreckens von einer Lösungsglühtemperatur oberhalb der
Gamma′-Lösungstemperatur Risse bildeten. Das Abschrecken schloß
ein rasches Abkühlen bei einer Rate ein, um Eigenschaften von
etwa 1106 N/mm² (entsprechend 158 ksi) für die 0,2%-Streckgrenze
und 1484 N/mm² (entsprechend 212 ksi) für die Zugfestigkeit zu
erhalten. Es ist ersichtlich, daß die Rißbildungsneigung bei
einem solchen Abschrecken zunimmt, wenn der Volumenanteil von
Gamma′ zunimmt oder, daß mindestens solche Legierungen mit einem
Gamma′-Volumenanteil, der größer ist als der der Legierung A,
eine Rißbildung aufwiesen, wenn sie mit einer Geschwindigkeit
abgekühlt wurden, die notwendig ist, um die ausgewählten Eigenschaften
zu erhalten.
Es wurde erwähnt, daß ein Merkmal der vorliegenden Erfindung die
Schaffung eines Gegenstandes mit einem gleichförmigen Gefüge mit
einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9, z. B.
ASTM 7, ebenso wie ASTM 2, ist (wobei ein kritisches Kornwachstum
im wesentlichen nicht aufgetreten ist). Dieses Gefüge gestattet
die beste Kombination der Eigenschaften wie Zugfestigkeit,
Kriechbeständigkeit, Spannungsbruch und Ermüdungsbeständigkeit,
wie oben ausgeführt.
Bei einer anderen Reihe von Auswertungen anderer Verfahren zum
Behandeln der Legierung A wurden Ansätze der Legierung durch Pulvermetallurgie
hergestellt, mittels heißem isostatischem Pressen
oder Strangpressen verfestigt und wärmebehandelt, um ein Gefüge
herzustellen, wie es gemäß der vorliegenden Erfindung offenbart
wurde. Mechanische Schlüsseleigenschaften sind in der Tabelle III
aufgeführt. Es ist ersichtlich, daß das Wachsen von Ermüdungsrissen,
die Kriechbeständigkeit und die Zugfestigkeitseigenschaften
für jede Behandlungsvariation vergleichbar sind.
In der obigen Tabelle III, in der folgenden Tabelle IV und an
anderer Stelle in der vorliegenden Anmeldung steht "ksi" für
1000 US-Pfund/Zoll²; ist die angegebene Streckgrenze die "versetzte"
(Offset)-Streckgrenze, und unter "0,2% Kriechen" ist
der bekannte Larson-Miller-Parameter die Lösung der Beziehung
P=T(C+log t)×10⁺³, worin P der einheitslose Parameter,
T die Temperatur in °R, t die Zeit in Stunden und C eine Materialkonstante
gleich 25 ist. "K eff " ist ein bekannter Parameter,
der die Wirkungen des Belastungsverhältnisses ausgleicht, während
"da/dN" für die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen steht.
Die folgende Tabelle IV gibt Daten mechanischer Eigenschaften
wieder, die an tatsächlichen Gasturbinenkomponenten bestimmt
wurden, die hergestellt waren gemäß der vorliegenden Erfindung
aus einer Superlegierung, die in Gewichtsprozent im wesentlichen
bestand aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,1-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen. Die Komponente wurde bei einer Temperatur im Bereich von etwa 650 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) gealtert.
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,1-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen. Die Komponente wurde bei einer Temperatur im Bereich von etwa 650 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) gealtert.
Die Daten der Tabelle IV, die beispielhaft für die vorliegende
Erfindung sind, zeigen den hervorragenden Ausgleich von Beständigkeit
gegenüber dem Wachstum von Ermüdungsrissen und Zugeigenschaften
für z. B. 400°C (entsprechend 750°F), was in etwa die
Temperatur an der Bohrung einer Ausführungsform einer Gasturbinenscheibe
ist. Gleichzeitig liegen die anderen mechanischen
Eigenschaften in einem besonders erwünschten Bereich für eine
solche Anwendung. Bei diesem verbesserten Ausgleich und dieser
verbesserten Kombination der Eigenschaften sind die Kriechfestigkeit,
die Spannungsbruchfestigkeit und die Beständigkeit gegenüber
Ermüdungsrißwachstum nützlich für den Rand einer Ausführungsform
einer Gasturbinenscheibe.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform des erfndungsgemäßen Verfahrens
wurde erkannt, daß mit Legierungen, wie der Legierung A,
die die erwünschten Festigkeitseigenschaften zum Einsatz bis zu
etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aufweisen, ein gesteuertes Abschrecken
von der oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden
Lösungsglühtemperatur vorteilhaft ist. Die ausgewählte Kühlrate
ist eine, die ausreichend groß ist, um die erwünschten Eigenschaften,
wie Festigkeit, Kriechbeständigkeit und Ermüdungsbeständigkeit
zu ergeben. Trotzdem führt der thermische Schock
nicht zur Rißbildung in der Struktur. Allgemein liegt die oberhalb
der Gamma′-Lösungstemperatur liegende Temperatur, die für
dieses Verfahren geeignet ist, unterhalb etwa 1218°C (entsprechend
2225°F) und etwa 28°C bzw. 50°F oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung
wurde festgestellt, daß insbesondere mit einer Legierung,
wie der Legierung A, eine Abschreckverzögerung vor dem vollständigen
Abschrecken den thermischen Schock in der Struktur vermindert
und dadurch weiter die Rißbildung beim vollen Abschrecken
behindert. Ein Beispiel einer solchen Abschreckverzögerung besteht
darin, daß man nach dem Lösungsglühen bei einer oberhalb
der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Temperatur kurze Zeit,
wie bis zu etwa 5 Minuten, in Luft kühlt und dann rasch in einem
Medium, wie Öl, Salz usw., abschreckt. Mit dem erfindungsgemäßen
Verfahren sorgt man daher für ein Abkühlen der bei einer oberhalb
der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Temperatur wärmebehandelten
Struktur mit einer Rate, die so ausgewählt ist, daß man
das Ausbilden von Rissen beim Abschrecken vermeidet, wobei man
trotzdem die erwünschten Eigenschaften erhält. Vorzugsweise
schließt ein solches Abkühlen eine Abschreckverzögerung ein, um
den thermischen Schock zu vermindern.
Um während des Erhitzens auf die Lösungsglühtemperatur, die
oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegt, die Ausbildung von
Dehnungen aufgrund eines thermischen Gradienten zu verhindern,
die ein kritisches Kornwachstum zur Folge haben können, wird
die Struktur vorzugsweise einer Vorerhitzungsstufe unterworfen.
Eine solche Stufe schließt nach dem Bearbeiten, z. B. durch isothermes
Schmieden, das Erhitzen der Struktur auf eine nahe der
Bearbeitungstemperatur und unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
liegende Temperatur für eine Glühperiode ein, um die Temperatur
auszugleichen. Dann erhitzt man die Struktur direkt auf
die ausgewählte Lösungsglühtemperatur oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur.
Als ein spezifisches Beispiel einer bevorzugten Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung wurde die Legierung A der Tabelle I
im Vakuum erschmolzen, um einen Barren herzustellen, der durch
Gaszerstäuben zu Pulver verarbeitet wurde. Das erhaltene Pulver
wurde gesiebt, gemischt und in geschlossenen Behältern der Art
angeordnet, wie sie in der Pulvermetallurgie für die weitere
Verarbeitung benutzt wurde. Das im Behälter enthaltene Pulver
wurde bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
und bei einem Druck zusammengepreßt, der zu einer Dichte von
mindestens 98% der theoretischen Dichte führte. Das zusammengepreßte
Material wurde mit einem Einschnürungsverhältnis (Flächenverminderungsverhältnis)
von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur
unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur stranggepreßt, um einen
vollkommen dichten, feinkörnigen Knüppel einer mittleren Korngröße
von etwa ASTM 12, ebenso wie ASTM 10, zu ergeben.
Der hergestellte Knüppel wurde zu Segmenten geschnitten, die geeignet
waren zum isothermen Schmieden zu nahe der Endgestalt befindlichen
Konfigurationen. Die Segmente wurden bei einer Temperatur
unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur im Vakuum oder inerten
Atmosphären und mit Dehnungsraten im Bereich II geschmiedet, die
eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von etwa 0,5 ergab. Der
Schmiedekörper wurde in Luft auf eine Temperatur nahe der Schmiedetemperatur
vorerhitzt und dann direkt auf die oberhalb der
Gamma′-Lösungstemperatur liegende Temperatur erhitzt. Nach einem
einstündigen Halten bei der Lösungsglühtemperatur nahm man den
Schmiedekörper aus dem Wärmebehandlungsofen zur Abschreckverzögerungs-Abkühlung
in Luft. Dann schreckte man den Schmiedekörper
in gerührtem Öl ab. Es wurde keine Rißbildung im Schmiedekörper
beobachtet. Das Altern erfolgte in der üblichen Weise im Temperaturbereich
von 650 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F),
in diesem Beispiel 8 Stunden bei 760°C (entsprechend 1400°F), gefolgt
von einem Abkühlen in Luft. Die obigen Tabellen III und IV
schließen Daten ein wie für die mechanische Festigkeit, die Rißwachstumsrate
und die Ermüdungseigenschaften der Struktur, wie sie
nach diesem spezifischen Beispiel erhalten wurden.
Die vorliegende Erfindung wurde in Verbindung mit spezifischen
Beispielen und Ausführungsformen beschrieben. Es ist dem Metallurgie-Fachmann
jedoch bekannt, daß im Rahmen der Erfindung Variationen
und Modifikationen im Bereich der Ansprüche vorgenommen
werden können. So kann das erfindungsgemäße Verfahren z. B. im Zusammenhang
mit der Herstellung von Strukturen oder Gegenständen
durch Pulvermetallurgie, Gießen und Schmieden usw. benutzt werden.
Das Verfahren kann auch auf andere Legierungen als die beschriebene
Legierung A angewendet werden, die die einzigartige Kombination
von Zusammensetzung und Gamma′-Gehalt einschließt, um sie für das
erfindungsgemäße Verfahren besonders geeignet zu machen.
Claims (20)
1. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einer
Gamma′-ausscheidungsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung
mit einer Gamma′-Lösungstemperatur und einer beginnenden
Schmelztemperatur,
gekennzeichnet durch die Stufen:
Schaffen einer Nickelbasis-Superlegierung, die
Schaffen einer Nickelbasis-Superlegierung, die
- (a) einen Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 30 bis 46 Vol.-% einschließt und
- (b) eine Abschreck-Rißbeständigkeit aufweist, die das
rasche Abschrecken von einer oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
und unterhalb der beginnenden Schmelztemperatur
liegenden Lösungsglühtemperatur bis zu einer
vorausgewählten Abschrecktemperatur im wesentlichen ohne
Rißbildung gestattet,
Bearbeiten der Superlegierung bei vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen einschließlich einer Bearbeitungstemperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur bei einer Dehnungsrate unterhalb einer vorbestimmten kritischen Dehnungsrate E c zur Schaffung einer bearbeiteten Struktur mit einer Korngröße, die im wesentlichen nicht größer ist als etwa ASTM 10, einer Ausscheidung von Gamma′ und einer Hochtemperatur-Karbidausscheidung, die MC-Karbid umfaßt,
Erhitzen der bearbeiteten Struktur bei der oberhalb der Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur für eine ausreichende Zeit, um im wesentlichen das gesamte Gamma′, nicht aber das MC-Karbid, zu lösen und die Körner gleichmäßig bis zu einem Bereich von etwa ASTM 2-9 zu vergröbern und
rasches Abschrecken der Struktur bis zur Abschrecktemperatur, um Gamma′ ohne wesentliche Rißbildung der Struktur wieder auszuscheiden.
2. Verfahren nach Anspruch 1 zum Bearbeiten eines Gegenstandes
durch Pulvermetallurgie, bei dem die Superlegierung
in Pulverform vorliegt und zu einer Struktur mit mindestens
etwa 98% theoretischer Dichte und einer Korngröße
von nicht größer als etwa ASTM 10 verdichtet wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Nickelbasis-Superlegierung
eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens
0,3 bei den vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen
hat, wobei m definiert ist als d [ln (Fließspannung)]/d [(ln (Dehnungsrate)].
4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die Superlegierung in
Gewichtsprozent im wesentlichen besteht aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, Rest im wesentlichen Ni und übliche Verunreinigungen.
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, Rest im wesentlichen Ni und übliche Verunreinigungen.
5. Verfahren nach Anspruch 4, das nach dem Abschrecken ein
Erhitzen auf eine Alterungstemperatur im Bereich von etwa
649 bis etwa 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) einschließt,
um Gamma′ zu altern und die Struktur mit einem
verbesserten Ausgleich und einer verbesserten Kombination
von Eigenschaften von der Umgebungstemperatur bis zu
einer Temperatur von etwa 760°C (entsprechend 1400°F) zu
versehen, umfassend eine mittlere Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit,
Spannungsbruchfestigkeit und Beständigkeit
gegenüber dem Wachstum von Ermüdungsrissen, wobei die
Wachstumsgeschwindigkeit von Ermüdungsrissen bei 400°C
(entsprechend 750°F) im Bereich von etwa 2,7×10⁻⁶ bis
6×10-6 da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und
einem K eff von etwa 175 N/mm²× liegt.
6. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem die Struktur in Kombination
mit der Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei
400°C den folgenden verbesserten Ausgleich von Eigenschaften
aufweist:
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10-5 bis 2,2×10-5 da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10-5 bis 2,2×10-5 da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
7. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man die Struktur nach
dem Lösungsglühen oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur
und vor dem raschen Abschrecken einer Abschreckverzögerung
durch Kühlen in Luft bis zu etwa 5 Minuten aussetzt
und danach die Struktur rasch abschreckt.
8. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man die Struktur nach
dem Bearbeiten der Superlegierung und vor dem Erhitzen
der bearbeiteten Struktur auf die oberhalb der Lösungstemperatur
liegende Lösungsglühtemperatur erhitzt, auf
eine unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegende Temperatur
erhitzt und die Struktur dann direkt auf die
oberhalb der Lösungstemperatur liegende Lösungsglühtemperatur
erhitzt.
9. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend die folgenden Stufen:
Schaffen einer Nickelbasis-Superlegierung, die in Gew.-% im wesentlichen besteht aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen, wobei die Legierung einen Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent entwickeln kann und eine Gamma′-Lösungstemperatur im Bereich von etwa 1065 bis 1177°C (entsprechend 1950 bis 2150°F) aufweist;
Bearbeiten der Superlegierung bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur der Superlegierung und bei einer Dehnungsrate, bei der alle lokalen Dehnungsraten E c nicht übersteigen, um eine bearbeitete Struktur mit einer mittleren Korngröße zu schaffen, die gleichmäßig im Bereich von etwa ASTM 10-14 liegt;
Erhitzen der bearbeiteten Struktur bei einer oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur, um die Körner zu einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9 zu vergröbern;
Aussetzen der Struktur gegenüber Kühlluft für bis zu etwa 5 Minuten, um das Abschrecken zu verzögern und nachfolgendes rasches Abschrecken der Struktur.
Schaffen einer Nickelbasis-Superlegierung, die in Gew.-% im wesentlichen besteht aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen, wobei die Legierung einen Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent entwickeln kann und eine Gamma′-Lösungstemperatur im Bereich von etwa 1065 bis 1177°C (entsprechend 1950 bis 2150°F) aufweist;
Bearbeiten der Superlegierung bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur der Superlegierung und bei einer Dehnungsrate, bei der alle lokalen Dehnungsraten E c nicht übersteigen, um eine bearbeitete Struktur mit einer mittleren Korngröße zu schaffen, die gleichmäßig im Bereich von etwa ASTM 10-14 liegt;
Erhitzen der bearbeiteten Struktur bei einer oberhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Lösungsglühtemperatur, um die Körner zu einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9 zu vergröbern;
Aussetzen der Struktur gegenüber Kühlluft für bis zu etwa 5 Minuten, um das Abschrecken zu verzögern und nachfolgendes rasches Abschrecken der Struktur.
10. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem die Superlegierung eine
Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens 0,3 bei
den vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen hat, wobei
m definiert ist als d [ln (Fließspannung)]/d [ln (Dehnungsrate)].
11. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem nach dem Abschrecken
die Struktur auf eine Alterungstemperatur im Bereich von
649 bis 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) erhitzt wird,
um Gamma′ zu altern und die Struktur mit einem verbesserten
Ausgleich und einer verbesserten Kombination von
Eigenschaften von Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur
von etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aus mittlerer
Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruch- und
Beständigkeit gegenüber dem Wachstum von Ermüdungsrissen
zu versehen, wobei die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen
bei 400°C (entsprechend 750°F) im Bereich von etwa 2,7×10⁻⁶
bis 6×10⁻⁶ bei 20 Zyklen/min und K eff von 175 N/mm²
(entsprechend 25 ksi ) liegt.
12. Verfahren nach Anspruch 11, bei dem die Struktur in Kombination
mit der Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei
400°C (750°F) den folgenden verbesserten Ausgleich von
Eigenschaften aufweist:
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10⁻⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10⁻⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
13. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem die Struktur nach dem
Bearbeiten der Superlegierung und vor dem Erhitzen der
bearbeiteten Struktur auf die oberhalb der Lösungstemperatur
liegende Lösungsglühtemperatur auf eine Temperatur
unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur erhitzt und dann
direkt auf die oberhalb der Lösungstemperatur liegende
Lösungsglühtemperatur erhitzt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 9 zum Herstellen eines Gegenstandes
durch Pulvermetallurgie, bei dem die Superlegierung
in Pulverform vorliegt und in einem für Pulvermetallurgie
geeigneten geschlossenen Verarbeitungsbehälter
angeordnet wird,
das im Behälter befindliche Pulver bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Temperatur und bei einem Druck zusammengepreßt wird, der zu einem Preßling mit einer Dichte von mindestens 98% der theoretischen Dichte führt,
der Preßling bei einem Einschnürungsverhältnis von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur stranggepreßt wird, um eine Struktur mit einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 12-14 zu schaffen und
mindestens ein Segment der Struktur durch isothermes Schmieden bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur und einer Dehnungsrate von weniger als E c bearbeitet wird.
das im Behälter befindliche Pulver bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur liegenden Temperatur und bei einem Druck zusammengepreßt wird, der zu einem Preßling mit einer Dichte von mindestens 98% der theoretischen Dichte führt,
der Preßling bei einem Einschnürungsverhältnis von etwa 6 : 1 und bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur stranggepreßt wird, um eine Struktur mit einer mittleren Korngröße im Bereich von etwa ASTM 12-14 zu schaffen und
mindestens ein Segment der Struktur durch isothermes Schmieden bei einer Temperatur unterhalb der Gamma′-Lösungstemperatur und einer Dehnungsrate von weniger als E c bearbeitet wird.
15. Verfahren nach Anspruch 14, das nach dem Abschrecken ein
Erhitzen auf eine Alterungstemperatur im Bereich von etwa
649 bis etwa 843°C (entsprechend 1200 bis 1550°F) einschließt,
um Gamma′ zu altern und die Struktur mit einem
verbesserten Ausgleich und einer verbesserten Kombination
von Eigenschaften von Umgebungstemperatur bis zu einer
Temperatur von etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aus mittlerer
Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruchbeständigkeit
und Beständigkeit gegenüber Wachstum von
Ermüdungsrissen zu versehen, wobei die Wachstumsrate von
Ermüdungsrissen bei 400°C (entsprechend 750°F) im Bereich
von etwa 2,7×10⁻⁶ bis 6×10⁻⁶ da/dN (Zoll/Zyklus) bei
20 Zyklen/min und K eff von 175 N/mm² (entsprechend
25 ksi ) liegt.
16. Verfahren nach Anspruch 15, bei dem die Struktur in Kombination
mit der Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 400°C
(entsprechend 750°F) den folgenden Ausgleich von Eigenschaften
aufweist:
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 206-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10%⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 206-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10%⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
17. Hochfester Gegenstand aus einer gegenüber dem Wachsen von
Ermüdungsrissen und Kriechen beständigen Nickelbasis-Superlegierung,
bei dem die Superlegierung einen Gamma′-Gehalt
im Bereich von etwa 30 bis 46 Volumenprozent hat, die
mittlere Korngröße im Bereich von etwa ASTM 2-9 liegt,
der Gegenstand im wesentlichen frei ist von Abschreckrissen und
der Gegenstand einen verbesserten Ausgleich und eine verbesserte Kombination der mittleren Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruch- und Beständigkeit gegenüber dem Wachsen von Ermüdungsrissen von Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur von etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aufweist.
der Gegenstand im wesentlichen frei ist von Abschreckrissen und
der Gegenstand einen verbesserten Ausgleich und eine verbesserte Kombination der mittleren Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit, Spannungsbruch- und Beständigkeit gegenüber dem Wachsen von Ermüdungsrissen von Umgebungstemperatur bis zu einer Temperatur von etwa 760°C (entsprechend 1400°F) aufweist.
18. Gegenstand nach Anspruch 17, bei dem die Superlegierung
in Gewichtsprozent im wesentlichen besteht aus:
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5 bis 1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen;
der Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent liegt und
der Gegenstand eine Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 400°C (entsprechend 750°F) im Bereich von 2,7×10⁻⁶ bis 6×10⁻⁶ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi ) aufweist.
12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5 bis 1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen;
der Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent liegt und
der Gegenstand eine Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 400°C (entsprechend 750°F) im Bereich von 2,7×10⁻⁶ bis 6×10⁻⁶ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi ) aufweist.
19. Gegenstand nach Anspruch 18, der in Kombination mit der
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 400°C (entsprechend
750°F) den folgenden verbesserten Ausgleich von Eigenschaften
aufweist:
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10⁻⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
Zugfestigkeit bei 400°C (entsprechend 750°F) von 1449-1575 N/mm² (entsprechend 207-225 ksi UTS); 0,2% Streckgrenze von 994-1183 N/mm² (entsprechend 142-169 ksi 0,2% YS);
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen bei 650°C (entsprechend 1200°F) von 1,3×10⁻⁵ bis 2,2×10⁻⁵ da/dN (2,5 cm/Zyklus) bei 20 Zyklen/min und einem K eff von 175 N/mm² (entsprechend 25 ksi );
0,2% Kriechen (C=25) in 100 h bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 740-755°C (entsprechend 1365-1392°F);
Spannungsbruch in 100 h (C=25) bei 490 N/mm² (entsprechend 70 ksi) Spannung, 767-783°C (entsprechend 1413-1442°F).
20. Verbesserte Nickelbasis-Superlegierung zum Einsatz bei
der Herstellung eines hochfesten Gegenstandes mit Beständigkeit
gegenüber dem Wachsen von Ermüdungsrissen
und gegenüber Kriechen zur Anwendung bei Umgebungstemperatur
bis zu einer Temperatur von etwa 760°C (entsprechend
1400°F),
bestehend im wesentlichen aus, in Gewichtsprozent, 12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen;
die Superlegierung weist einen Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent auf und
sie hat eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens 0,3 bei vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen für die Superlegierung.
bestehend im wesentlichen aus, in Gewichtsprozent, 12-14 Co, 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5 W, 1,5-2,5 Al, 3,2-4,2 Ti, 0,5-1 Nb, 0,01-0,04 B, 0,01-0,06 C, 0,01-0,06 Zr, bis zu etwa 0,01 V, bis zu 0,3 Hf, bis zu 0,01 Y, der Rest sind im wesentlichen Nickel und übliche Verunreinigungen;
die Superlegierung weist einen Gamma′-Gehalt im Bereich von etwa 33 bis 46 Volumenprozent auf und
sie hat eine Dehnungsraten-Empfindlichkeit m von mindestens 0,3 bei vorausgewählten Bearbeitungsbedingungen für die Superlegierung.
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