DE3926289A1

DE3926289A1 - Gegenstand aus einer gegenueber dem wachstum von ermuedungsrissen bestaendigen nickelbasis-legierung, legierung und verfahren zur herstellung

Info

Publication number: DE3926289A1
Application number: DE3926289A
Authority: DE
Inventors: Daniel Donald Krueger; Robert Donald Kissinger; Richard Gordon Menzies; Carl Stephen Mukusick
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1988-12-13
Filing date: 1989-08-09
Publication date: 1990-06-21
Anticipated expiration: 2009-08-10
Also published as: GB2225790A; FR2640285A1; DE3926289C2; GB2225790B; US4957567A; CA1334345C; IT8921503A0; JP3010050B2; FR2640285B1; JPH02166260A; GB8915663D0; IT1232780B

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).

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.

Tabelle I

Nominelle Legierungszusammensetzung 0,015% B, 0,05% C, 0,05% Zr, Rest Nickel und übliche Verunreinigungen

Tabelle II

Festigkeit und Empfindlichkeit gegenüber Rißbildung beim Abschrecken

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.

Tabelle IV

Mechanische Eigenschaften

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

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

(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.

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).

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.

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).

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.

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).

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.

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.

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).

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.