DE602005002866T2

DE602005002866T2 - Verfahren zur Herstellung einer wärmedehnungsarmen Superlegierung auf Ni-basis

Info

Publication number: DE602005002866T2
Application number: DE602005002866T
Authority: DE
Inventors: Shigeki c/o Daido Steel Co. Ueta; Toshiharu c/o Daido Steel Co. Noda; Ryuichi c/o Takasago R & D Center Yamamoto; Yoshikuni c/o Takasago R & D Center Kadoya; Ryotaro c/o Takasago Machinery Works Magoshi; Shin Nishimoto
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 2004-04-27
Filing date: 2005-04-27
Publication date: 2008-07-24
Anticipated expiration: 2025-04-28
Also published as: ATE376077T1; DE602005002866D1; US20050236079A1; US8083874B2; EP1591548A1; JP2005314728A; EP1591548B1; JP4430974B2

Description

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, beispielsweise einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung und hervorragender Zeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen, vorzugsweise für eine Teilfugenschraube einer Dampfturbine oder einer Gasturbine, die in einem Hochtemperaturbereich von 650°C oder mehr zum Einsatz kommt.
Für das Gehäuse einer Dampfturbine oder einer Gasturbine ist hauptsächlich 12 Cr ferritischer Stahl mit einem im Vergleich zu Legierungen auf Nickelbasis geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten verwendet worden.
In den letzten Jahren fand jedoch zur Verbesserung des Wärmewirkungsgrads eine Entwicklung statt, bei der die Dampftemperatur in der Dampfturbine auf 650°C oder mehr erhöht wurde.
Mit steigender Dampftemperatur erhöht sich also auch die für das Gehäuse erforderliche Wärmebeständigkeit. Ein Für die Teilfugenschraube zum Zusammenhalten des Gehäuses wurde, wie beim Gehäuse, 12 Cr ferritischer Stahl verwendet. Im Falle der Teilfugenschraube kann diese die Anforderungen bei steigenden Temperaturen durch Erhöhen der Größe erfüllen. Dieser Ansatz hat jedoch Einschränkungen, was die Verwendung eines Materials erfordert, das bei höheren Temperaturen eine hohe Wärmebeständigkeit aufweist.
Zu Beispielen für derartige Materialien gehören austenitische Superlegierungen auf Nickelbasis (z. B. Refractaloy 26 (Handelsbezeichnung von Westinghouse Co.) mit besserer Korrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit sowie höherer Hochtemperaturbeständigkeit als 12 Cr ferritische Stähle.
Diese Materialien weisen zwar eine hervorragende Hochtemperaturbeständigkeit auf, sie haben aber auch einen hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten. Somit verursacht der Unterschied in thermischer Ausdehnung zu dem Gehäuse aus 12 Cr ferritischen Stählen ein Lockern der Schraube bei hoher Temperatur, was zu Dampfaustritten führen kann.
Die folgenden Schriften 1 und 2 betreffen jeweils eine Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, die vor diesem Hintergrund entwickelt wurde.
Die Superlegierung auf Nickelbasis wurde mit dem Ziel entwickelt, eine Superlegierung mit einem Wärmeausdehnungskoeffizienten herzustellen, der dem von 12 Cr ferritischem Stahl ähnlich ist, wobei die Hochtemperaturbeständigkeit erhalten bleibt.

[Schrift 1] JP 2003-13161 A
[Schrift 2] JP 2000-256770 A

Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, deren Zeitstandfestigkeit im Vergleich zu den Superlegierungen auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß Schrift 1 und 2 weiter verbessert ist und die in einer Hochtemperaturatmosphäre, die für die Teilfugenschraube einer Dampfturbine usw. erforderlich ist, eine höhere Zeitstandfestigkeit aufweist.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die Erfinder haben diese Problemstellung gründlich untersucht. Dabei stellte sich heraus, dass die vorstehend genannten Aufgaben mittels des folgenden Verfahrens zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gelöst werden können. Dieses Ergebnis stellt die vorliegende Erfindung dar.
Die vorliegende Erfindung betrifft in erster Linie ein Verfahren zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, umfassend: Herstellen einer Legierung, umfassend, in Gew.-%, C: 0,15% oder weniger, Si: 1% oder weniger, Mn: 1% oder weniger, Cr: 5 bis 20%, wenigstens eines von Mo, W und Re, wobei die Relation Mo + 1/2(W + Re): 17 bis 27% erfüllt ist, Al: 0,1 bis 2%, Ti: 0,1 bis 2%, Nb und Ta, wobei die Relation Nb + Ta/2: 1,5% oder weniger erfüllt ist, Fe: 10% oder weniger, Co: 5% oder weniger, B: 0,001 bis 0,02%, Zr: 0,001 bis 0,2%, wobei der Rest aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; Lösungsglühen der Legierung unter der Bedingung einer Temperatur von 1000 bis 1200°C; entweder Carbidstabilisieren der Legierung zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide unter Bedingungen einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden oder Carbidstabilisieren der Legierung zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde; ein erstes Altern der Legierung zur Ausfällung der γ'-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 720 bis 900°C und über 1 bis 50 Stunden; und ein zweites Altern der Legierung zur Ausfällung der A₂B-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 550 bis 700°C und über 5 bis 100 Stunden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1A und 1B sind schematische Darstellungen, die den Grundsatz der Verbesserung der Hochtemperaturbeständigkeit einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß der vorliegenden Erfindung und einem Vergleichsbeispiel zeigen.
2A bis 2C sind Mikroskopaufnahmen, die das Carbid zeigen, das an der Korngrenze einer erfindungsgemäß hergestellten Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß der vorliegenden Erfindung und einem Vergleichsbeispiel gebildet wird.
GENAUE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die Legierung aus Schrift 1 wird auf folgende Weise erhalten. Bei der Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung wird ein Material einem Lösungsglühen unterworfen. Dann werden damit ein erstes Altern und ein zweites Altern durchgeführt. Dabei wird beim ersten Altern die γ'-Phase (Ni₃(Al, Ti)) ausgefällt. Anschließend wird beim zweiten Altern die A₂B-Phase (Ni₂(Mo, Cr)) ausgefällt. Dadurch wird Hochtemperaturbeständigkeit erreicht.
Im Gegensatz dazu ist die Erfindung wie folgt gekennzeichnet: Nach dem Lösungsglühen wird entweder ein Carbidstabilisieren zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide unter Bedingungen einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden oder ein Carbidstabilisieren zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde durchgeführt; und ferner werden das erste Altern zum Ausfällen der γ'-Phase und das anschließende zweite Altern zum Ausfällen der A₂B-Phase unter den vorstehenden Bedingungen ausgeführt, wobei die γ'-Phase und die A₂B-Phase ausgefällt werden; wodurch die Hochtemperaturbeständigkeit, insbesondere die Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit, weiter verbessert wird.
Die Carbidstabilisierung führt hier zu einem Härten der Korngrenzen.
Die langsame Verformung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung in einer Hochtemperatur-Umgebung ist ein Phänomen, wobei sich das Material nach Anlegen einer Belastungsspannung aufgrund von Verschiebungen an den Korngrenzen verformt.
Aus diesem Grund kann ein Härten der Korngrenzen die Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit verbessern.
Demgemäß liegt das Carbid, das an den Korngrenzen zwischen den Körnern 12 vorhanden ist, bei der Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß dem Stand der Technik oder der Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung gemäß Schrift 1, wie aus der schematischen Darstellung in 1A hervorgeht, in Form eines Films vor (filmähnliches Carbid 10A).
Wenn das Carbid, das an den Korngrenzen vorhanden ist, in Form eines Films vorliegt, neigen Körner 12 und Körner 12 dazu, entlang der Korngrenzen aneinander vorbei zu gleiten. Das führt zu einer Senkung der Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit.
Im Gegensatz dazu wird in der Erfindung die Tatsache genutzt, dass ein derartiges Carbid in Form eines Films zum Agglomerieren neigt und unter bestimmten Bedingungen in Aggregatform stabilisiert wird. Somit wird das Carbid in Form eines Films unter Verwendung einer vorgeschriebenen Wärmebehandlung, wie in 1B dargestellt, in ein Aggregat umgewandelt oder ein Carbid wird, wenn es an den Korngrenzen ausgefällt wird, in aggregierter Form ausgefällt (Carbidaggregat 10).
Wenn das an den Korngrenzen vorhandene Carbid in derart aggregierter Form vorliegt, entwickelt das Carbid in Aggregatform einen hohen Widerstand gegenüber Verschieben und/oder der Ausbreitung von Kriechbrüchen, wenn es an den Korngrenzen zu Verschiebungen kommt. Folglich ist das Verschieben und/oder die Ausbreitung von Kriechbrüchen an den Korngrenzen unterdrückt, sodass die Hochtemperatur-Zeitstandfestigkeit wirksam verbessert wird.
Der Kernpunkt der Erfindung besteht darin, dass die Hochtemperaturbeständigkeit einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung durch ein transgranuläres Ausscheidungshärten der γ'-Phase und der A₂B-Phase sowie ein intergranuläres Härten durch Steuerung der Carbidform an den Korngrenzen verbessert wird.
Der Begriff "Aggregatform" bedeutet bei Carbid Körner mit elliptischer oder runder Form, die einzeln entlang der Korngrenzen angeordnet sind.
Die Erfindung kann eine Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung mit höherer Hochtemperaturbeständigkeit bereitstellen als aus dem Stand der Technik bekannt ist.
Anschließend sind die Gründe für die Grenzwerte jedes Bestandteils und der Behandlungsbedingungen erläutert. Nachstehend beziehen sich die Mengenangaben für jeden Bestandteil, sofern nicht anders angegeben, auf Gewichtsprozent.
Komponenten
C: 0,15% oder weniger
In einer Legierung bildet C in Kombination mit Ti, Nb, Cr und Mo Carbide. Dies verbessert die Hochtemperaturbeständigkeit und verhindert eine Kornvergröberung. Ferner ist es ein wichtiges Element beim Ausfällen von Carbid an den Korngrenzen.
Bei einem C-Gehalt von mehr als 0,15% nimmt jedoch die Warmformbarkeit der Legierung ab. Aus diesem Grund wird der C-Gehalt vorzugsweise auf 0,15% oder weniger, mehr bevorzugt 0,10% oder weniger, festgelegt.
Si: 1% oder weniger
Si wird als Sauerstoff entziehendes Mittel während des Schmelzens der Legierung zugegeben und der Si-Gehalt erhöht die Oxidationsbeständigkeit der Legierung.
Bei einem Si-Gehalt von mehr als 1% nimmt jedoch die Duktilität der Legierung ab. Aus diesem Grund wird der Si-Gehalt vorzugsweise auf 1% oder weniger, mehr bevorzugt 0,5% oder weniger, festgelegt.
Mn: 1% oder weniger
Mn wird wie Si als Sauerstoff entziehendes Mittel während des Schmelzens der Legierung zugegeben.
Bei Mn-Gehalten von mehr als 1% nimmt nicht nur die Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit ab, sondern es werden auch Ausfällungen aus der η-Phase (Ni₃Ti) gefördert, die der Duktilität abträglich sind. Aus diesem Grund wird der Mn-Gehalt vorzugsweise auf 1% oder weniger, mehr bevorzugt 0,5% oder weniger, festgelegt.
Cr: 5 bis 20%
Cr liegt in fester Lösung zur Verbesserung der Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit und der Korrosionsbeständigkeit der Legierung in der Austenit-Phase vor.
Um eine ausreichende Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Legierung bereitzustellen, sollte der Cr-Gehalt möglichst hoch sein. Andererseits ist aufgrund der Wärmeausdehnung ein geringerer Cr-Gehalt wünschenswert, da Cr den Wärmeausdehnungskoeffizienten erhöht.
Um einen für die Betriebstemperatur einer Dampfturbine geeigneten Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten, wird der Cr-Gehalt vorzugsweise auf 5 bis 20% festgelegt. Um einen noch geringeren Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten, wird der Cr-Gehalt vorzugsweise auf 5 bis 15%, mehr bevorzugt 5 bis 10% festgelegt. Ein Cr-Gehalt von 5 bis 10% führt zu einem noch geringeren Wärmeausdehnungskoeffizienten.
Mo + 1/2 (W + Re): 17 bis 27%
Mo, W und Re liegen zur Verbesserung der Hochtemperaturbeständigkeit der Legierung durch Härten der festen Lösung in fester Lösung in einer Austenit-Phase vor und senken den Wärmeausdehnungskoeffizienten der Legierung. Der Wert von Mo + 1/2(W + Re) wird vorzugsweise auf 17% oder mehr festgelegt, um einen bevorzugten Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten.
Ferner verursachen sie das Ausfällen von Carbiden an den Korngrenzen und eine intermetallische Verbindung mit A₂B-Phase (Ni₂(Cr, Mo)) und verbessern die Zeitstandfestigkeit.
Bei einem Wert von Mo + 1/2(W + Re) von mehr als 27% nimmt jedoch die Warmformbarkeit ab und ferner wird eine spröde Phase ausgefällt, wodurch die Duktilität verringert wird. Aus diesem Grund wird der obere Grenzwert für Mo + 1/2(W + Re) vorzugsweise auf 27% festgesetzt. Al: 0,1 bis 2%
Al ist ein wichtiges metallisches Element, das in Kombination mit Ni die γ'-Phase (Ni₃Al) bildet. Ein Al-Gehalt von weniger als 0,1% führt zu einem ungenügenden Ausfällen der γ'-Phase. In Gegenwart großer Mengen Ti, Nb und Ta bei niedrigem Al-Gehalt wird die γ'-Phase instabil und es wird die η-Phase oder die δ-Phase ausgefällt, was eine Versprödung verursacht.
Wenn der Al-Gehalt andererseits 2% überschreitet, nimmt die Warmformbarkeit der Legierung ab und das Schmieden eines Teils wird erschwert. Aus diesem Grund wird der Al-Gehalt vorzugsweise auf 0,1 bis 2%, mehr bevorzugt 0,1 bis 0,4% festgelegt. Ti: 0,1 bis 2%
Wie Al bildet Ti in Kombination mit Ni die γ'-Phase (Ni₃(Al, Ti)) und verursacht ein Ausscheidungshärten der Legierung. Ferner senkt Ti den Wärmeausdehnungskoeffizienten der Legierung und fördert das Ausscheidungshärten der γ'-Phase. Um diese Wirkungen zu erzielen, muss Ti in einer Menge von 0,1% oder mehr enthalten sein.
Wenn Ti andererseits in einer Menge von mehr als 2% enthalten ist, wird die Festigkeit durch das gemeinsame Ausscheidungshärten der A₂B-Phase und der γ'-Phase zu sehr erhöht und die Kerbempfindlichkeit gesteigert. Aus diesem Grund wird der Ti-Gehalt auf 2% oder weniger gehalten. Der bevorzugtere Bereich des Ti-Gehalts beträgt 0,1 bis 0,9%, Nb + Ta/2: 1,5% oder weniger
Nb und Ta bilden die γ'-Phase, eine intermetallische Verbindung mit Ni, und festigen, wie Al und Ni, die γ'-Phase. Nb und Ta bewirken darüber hinaus, dass eine Vergröberung der γ'-Phase verhindert wird.
Wenn Nb und Ta jedoch in großen Mengen enthalten sind, wird die δ-Phase (intermetallische Verbindung Ni₃(Nb, Ta)) in der Legierung ausgefällt, wodurch die Duktilität verringert wird. Aus diesem Grund sind Nb und Ta vorzugsweise in einer Menge von 1,5% oder weniger enthalten, was den Wert für Nb + Ta/2 betrifft. Mehr bevorzugt wird dieser, was Nb + Ta/2 betrifft, auf 1,0% festgesetzt.
Fe: 10% oder weniger
Fe wird zugegeben, um die Kosten für die Legierung zu senken und ist in der Legierung enthalten, wenn zur Einstellung des Gehalts an Bestandteilen, wie W und Mo, eine unverarbeitete Eisenlegierung als Mutterlegierung verwendet wird. Fe senkt die Hochtemperaturbeständigkeit der Legierung und erhöht den Wärmeausdehnungskoeffizienten.
Aus diesem Grund ist ein geringerer Gehalt davon mehr bevorzugt. Wenn dieser jedoch 10% oder weniger beträgt, sind die Auswirkungen auf die Hochtemperaturbeständigkeit und den Wärmeausdehnungskoeffizienten gering. Aus diesem Grund wird ein oberer Grenzwert von 10% festgesetzt. Dieser wird vorzugsweise auf 5% oder weniger und mehr bevorzugt auf 2% oder weniger festgesetzt.
Co: 5% oder weniger
Co liegt in fester Lösung zur Erhöhung der Hochtemperaturbeständigkeit der Legierung vor. Diese Auswirkungen sind verglichen mit anderen Elementen geringer (Elemente, die die Beständigkeit von festen Lösungen erzeugen). Co ist teuer und deswegen wird der Co-Gehalt unter dem Gesichtspunkt von Kostensenkungen bei der Herstellung der Legierung vorzugsweise auf 5% oder weniger festgesetzt.
B: 0,001 bis 0,02%
Zr: 0,001 bis 0,2%
B und Zr entmischen sich an den Korngrenzen der Legierung, um die Zeitstandfestigkeit der Legierung zu verlängern. B bewirkt bei hohem Ti-Gehalt, dass das Ausfällen der η-Phase in der Legierung unterdrückt wird.
Bei einem übermäßigen B-Gehalt in der Legierung nimmt jedoch die Warmformbarkeit der Legierung ab. Aus diesem Grund wird der B-Gehalt auf 0,02% oder weniger gehalten. Ein Gehalt von weniger als 0,001% hat jedoch nur eine begrenzte Wirkung.
Bei einem übermäßigen Zr-Gehalt wiederum wird die Zeitstandfestigkeit der Legierung verkürzt. Aus diesem Grund wird der Zr-Gehalt auf 0,2% oder weniger gehalten. Ein Gehalt von weniger als 0,001% hat jedoch nur eine begrenzte Wirkung.
Ni: Rest
Ni ist ein Hauptelement bei der Bildung einer Austenitphase, welche die Matrix der Legierung ist, und verbessert die Wärmebeständigkeit und die Korrosionsbeständigkeit der Legierung. Ni ist ferner ein Element zur Bildung der A₂B-Phase und der γ'-Phase.
Bedingungen der Wärmebehandlung
Lösungsglühen:
Beim Lösungsglühen werden die Körner durch Umkristallisieren einheitlich gemacht und ferner in Carbid in die feste Lösung eingebracht. In diesem Schritt liegt das Carbid in den Korngrenzen als Film vor oder ist vollständig in der festen Lösung gelöst.
In der vorliegenden Erfindung beträgt die Temperatur beim Lösungsglühen von 1000 bis 1200°C, vorzugsweise von 1050 bis 1150°C.
Carbidstabilisieren unter den Bedingungen einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden: oder Carbidstabilisieren durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde:
Das Carbidstabilisieren ist eine Behandlung zur Umwandlung des Carbids an den Korngrenzen von einer Filmform in Aggregatform. Dies führt offensichtlich zu einer Zickzack-Form der Korngrenze, was zu einer größeren Beständigkeit gegenüber Verschiebungen an der Korngrenze und der Ausbreitung von Kriechbrüchen führt.
Erstes Altern unter den Bedingungen einer Temperatur von 720 bis 900°C und über 1 bis 50 Stunden:
Diese Behandlung dient zum Ausfällen der γ'-Phase für das transgranuläre Härten.
Zweites Altern unter den Bedingungen einer Temperatur von 550 bis 700°C und über 5 bis 100 Stunden:
Diese Behandlung dient zum Ausfällen der A₂B-Phase für das transgranuläre Härten. Das Ausfällen der A₂B-Phase erfolgt langsam. Aus diesem Grund wird die Behandlungszeit auf 5 bis 100 Stunden und vorzugsweise 20 bis 100 Stunden festgesetzt, um ein ausreichendes Ausfällen zu erhalten. In der vorliegenden Erfindung beträgt die Temperatur beim zweiten Altern von 550 bis 700°C, vorzugsweise von 600 bis 650°C.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird anschließend unter Verweis auf Beispiele und Vergleichsbeispiele ausführlich erläutert, es ist jedoch offensichtlich, dass die vorliegende Erfindung nicht als darauf begrenzt ausgelegt werden darf.
Nachstehend sind Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung ausführlich beschrieben.
Die Legierungen der in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzungen wurden unter Vakuum geschmolzen und zu 50-kg-Blöcken gegossen.
Diese wurden unter den Bedingungen 1200°C und über 16 Stunden einer Homogenisierungsbehandlung unterworfen und zu Rundstäben mit einem Durchmesser von 15 mm geschmiedet.
Die Rundstäbe wurden den Wärmebehandlungen A bis F in Tabelle 2 ausgesetzt und anschließend wurde bei 700°C × 490 MPa eine Kriechbruchprüfung durchgeführt, um die Lebensdauer bis zum Bruch zu beurteilen. Die Ergebnisse gehen aus Tabelle 2 hervor.
Für die Kriechbruchprüfung wurde bei 700°C eine Belastungsspannung von 490 MPa angelegt und zur Beurteilung wurde die Lebensdauer bis zum Bruch herangezogen. Jeder Prüfling hatte einen parallelen Abschnitt mit einem Durchmesser von 6,4 mm.
Wärmebehandlung A, B und C in Tabelle 2 stellen die erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen dar. Wärmebehandlung D, E und F sind Wärmebehandlungen ohne Carbidstabilisierung.
Ferner sind Wärmebehandlung A und B die Wärmebehandlungen, wobei insbesondere die Carbidstabilisierung unter den Bedingungen einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden durchgeführt wird. Wärmebehandlung C ist die Wärmebehandlung, wobei insbesondere die Carbidstabilisierung durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde durchgeführt wird.
In der Spalte unter Wärmebehandlung C bedeutet "50 C/h → 850 C/AC" folgendes Verfahren: Bei 1150 C × 2 h wurde ein Lösungsglühen durchgeführt, gefolgt von einem langsamen Abkühlen auf 850 C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50 C pro Stunde.
Der Vergleich von Wärmebehandlung A und D, der Vergleich von Wärmebehandlung B und E und der Vergleich von Wärmebehandlung C und F aus Tabelle 2 ergibt Folgendes: Bei denjenigen, die einer erfindungsgemäßen Carbidstabilisierung unterworfen wurden, war die Lebensdauer bis zum Bruch im Vergleich zu denjenigen ohne Carbidstabilisierung etwa 100 Stunden länger; und die erfindungsgemäß hergestellten Superlegierungen auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung weisen eine bessere Hochtemperaturbeständigkeit auf als Herkömmliche.
Ferner weist die erfindungsgemäß hergestellte Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, was der Vergleich von Beispiel 1 bis 8 mit Vergleichsbeispiel 1 bis 4 ergibt, eine bessere Hochtemperaturbeständigkeit (Lebensdauer bis zum Bruch) als herkömmlich erhaltene Superlegierungen auf Nickelbasis auf.
Wie vorstehend beschrieben, lassen sich die unterschiedlichen Ergebnisse nach der Durchführung von Wärmebehandlung A bis C und die Ergebnisse nach der Durchführung von Wärmebehandlung D bis F auf die Durchführung oder fehlende Durchführung einer Carbidstabilisierung zurückführen. Dies ergibt die Wirkung, die durch Umwandlung von Carbid an der Korngrenze in Aggregatform erreicht wird, wobei ein Verschieben und die Ausbreitung von Kriechbrüchen an den Korngrenzen unterdrückt und damit die Beständigkeit gegenüber Verformungen wirksam erhöht wird.
2A zeigt eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme der erfindungsgemäß hergestellten Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, wobei insbesondere das Carbidstabilisieren unter Bedingungen einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden durchgeführt wird; 2B zeigt zeigt eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme der erfindungsgemäßen Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, wobei insbesondere das Carbidstabilisieren durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde durchgeführt wird; und ferner zeigt 2C eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme einer gemäß einem herkömmlichen Verfahren hergestellten Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung.
In diesen Aufnahmen stellen die weißen Abschnitte die Korngrenzen dar. Wie aus 2A und 2B ersichtlich, fiel das Carbid in der erfindungsgemäß hergestellten Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung an den Korngrenzen in einer Aggregatform aus.
Im Gegensatz dazu nahm das Carbid, wie aus der Aufnahme in 2C ersichtlich, im Falle einer mit einem herkömmlichen Verfahren hergestellten Legierung an den Korngrenzen Filmform an.
Die rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen haben eine 5000-fache Vergrößerung.
Die spezifische chemische Zusammensetzung der Legierung der Aufnahme in 2A ist: 12Cr-18Mo-0,9Al-1,2Ti-0,05C-0,003B-Rest-Ni. Die Wärmebehandlungen wurden unter den jeweiligen Bedingungen wie folgt durchgeführt: 1150°C × 2 h beim Lösungsglühen, 950°C × 5 h beim Carbidstabilisieren, 750°C × 16 h beim ersten Altern und 650°C × 24 h beim zweiten Altern.
Die chemische Zusammensetzung der Legierung der Aufnahme in 2B hat die gleiche chemische Zusammensetzung wie die Legierung der Aufnahme in 2A. Die Wärmebehandlung wurde auf folgende Weise durchgeführt. Ein Lösungsglühen wurde bei 1150°C × 2 h durchgeführt. Dann wurde ein Carbidstabilisieren durch Abkühlen im Ofen durchgeführt. Anschließend wurden ein erstes Altern und ein zweites Altern durchgeführt.
Hierbei waren die Bedingungen für das erste Altern und die Bedingungen für das zweite Altern dieselben wie diejenigen in 2A.
Die chemische Zusammensetzung der Legierung der Aufnahme in 2C hat ebenfalls die gleiche chemische Zusammensetzung wie die Legierungen der Aufnahmen in 2A und 2B, und die Wärmebehandlung wurde wie folgt durchgeführt. Ein Lösungsglühen wurde bei 1.100°C × 2 h durchgeführt. Dann wurden ohne die Durchführung einer Carbidstabilisierung das erste Altern und das zweite Altern unter denselben Bedingungen wie vorstehend beschrieben durchgeführt.
Wie aus den Aufnahmen ersichtlich, ist Folgendes erkennbar: Diejenigen, die einer Carbidstabilisierung unterworfen wurden, unterscheiden sich, was die Form der Korngrenzen betrifft, von denjenigen, die dieser Behandlung nicht unterworfen wurden, und entlang der Korngrenzen hat sich dabei ein aggregiertes Carbid gebildet, sodass die Korngrenzen eine Zickzack-Form aufweisen.
Die vorliegende Erfindung wurde ausführlich und unter Bezugnahme auf spezifische Ausführungsbeispiele beschrieben, für den Fachmann ist es jedoch offensichtlich, dass verschiedene Änderungen und Abwandlungen vorgenommen werden können, ohne dabei vom Geist und Schutzumfang der Erfindung abzuweichen.
Diese Anmeldung basiert auf der Japanischen Patentanmeldung Nr. 2004-132135 , eingereicht am 27. April 2004.
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, umfassend: Herstellen einer Legierung, umfassend, in Gew.-%, C: 0,15% oder weniger, Si: 1% oder weniger, Mn: 1% oder weniger, Cr: 5 bis 20%, wenigstens eines von Mo, W und Re, wobei die Relation Mo + 1/2 (W + Re): 17 bis 27% erfüllt ist, Al: 0,1 bis 2%, Ti: 0,1 bis 2%, Nb und Ta, wobei die Relation Nb + Ta/2: 1,5% oder weniger erfüllt ist, Fe: 10% oder weniger, Co: 5% oder weniger, B: 0,001 bis 0,02%, Zr: 0,001 bis 0,2%, wobei der Rest aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; Lösungsglühen der Legierung unter der Bedingung einer Temperatur von 1000 bis 1200°C; entweder Carbidstabilisieren der Legierung zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide bei einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden oder Carbidstabilisieren der Legierung zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde; ein erstes Altern der Legierung zur Ausfällung der γ'-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 720 bis 900°C und über 1 bis 50 Stunden; und ein zweites Altern der Legierung zur Ausfällung der A₂B-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 550 bis 700°C und über 5 bis 100 Stunden.
Gemäß den Ausführungsformen des Verfahrens beträgt die Temperatur beim Lösungsglühen mindestens 1050°C und/oder bis zu 1150°C. Insbesondere kann die Dauer des zweiten Alterns 20 bis 100 Stunden betragen. Insbesondere kann die Temperatur des zweiten Alterns mindestens 600°C und/oder bis zu 650°C betragen. Insbesondere kann die Dauer des Lösungsglühens weniger als 3 Stunden und/oder mehr als 1 Stunde betragen. Insbesondere kann das Carbidstabilisieren durch Halten der Legierung bei nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C über mindestens 4 Stunden und/oder über weniger als 20 Stunden durchgeführt werden. Insbesondere kann das Carbidstabilisieren durch Halten der Legierung bei nicht weniger als 880°C und/oder bis zu 970°C durchgeführt werden. Insbesondere kann das Carbidstabilisieren durch Abkühlen der Legierung von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 70°C oder weniger pro Stunde und/oder mehr als 40°C pro Stunde durchgeführt werden. Insbesondere kann die Dauer des ersten Alterns nicht weniger als 10 Stunden und/oder nicht mehr als 30 Stunden betragen. Insbesondere kann die Temperatur des ersten Alterns mindestens 740°C und/oder weniger als 850°C betragen.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Superlegierung auf Nickelbasis mit geringer thermischer Ausdehnung, umfassend: Herstellen einer Legierung, umfassend, in Gew.-%: C: 0,15% oder weniger, Si: 1% oder weniger, Mn: 1% oder weniger, Cr: 5 bis 20%, wenigstens eines von Mo, W und Re, wobei die Relation Mo + 1/2 (W + Re): 17 bis 27% erfüllt ist, Al: 0,1 bis 2%, Ti: 0,1 bis 2%, B: 0,001 bis 0,02%, und Zr: 0,001 bis 0,2%; und gegebenenfalls umfassend, in Gew.-%: Nb und Ta, wobei die Relation Nb + Ta/2: 1,5% oder weniger erfüllt ist, Fe: 10% oder weniger, Co: 5% oder weniger, wobei der Rest aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; Lösungsglühen der Legierung unter der Bedingung einer Temperatur von 1000 bis 1200°C; Carbidstabilisieren der Legierung zur Bereitstellung von Carbidaggregaten an Korngrenzen und Stabilisieren der Carbide entweder – bei einer Temperatur von nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C und über 1 bis 50 Stunden oder – durch Abkühlen von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100°C oder weniger pro Stunde; ein erstes Altern der Legierung zur Ausfällung der γ'-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 720 bis 900°C und über 1 bis 50 Stunden; und ein zweites Altern der Legierung zur Ausfällung der A₂B-Phase unter den Bedingungen einer Temperatur von 550 bis 700°C und über 5 bis 100 Stunden.
Verfahren gemäß Anspruch 1, wobei die Temperatur beim Lösungsglühen mindestens 1050°C und/oder bis zu 1150°C beträgt.
Verfahren gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei die Dauer des zweiten Alterns 20 bis 100 Stunden beträgt.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Temperatur des zweiten Alterns mindestens 600°C und/oder bis zu 650°C beträgt.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Dauer des Lösungsglühens weniger als 3 Stunden und/oder mehr als 1 Stunde beträgt.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Carbidstabilisieren durch Halten der Legierung bei nicht weniger als 850°C und weniger als 1000°C über mindestens 4 Stunden und/oder über weniger als 20 Stunden durchgeführt wird.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei das Carbidstabilisieren durch Halten der Legierung bei nicht weniger als 880°C und/oder bis zu 970°C durchgeführt wird.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Carbidstabilisieren durch Abkühlen der Legierung von der Temperatur des Lösungsglühens auf 850°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 70°C oder weniger pro Stunde und/oder mehr als 40°C pro Stunde durchgeführt wird.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei die Dauer des ersten Alterns nicht weniger als 10 Stunden und/oder nicht mehr als 30 Stunden beträgt.
Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei die Temperatur des ersten Alterns mindestens 740°C und/oder weniger als 850°C beträgt.