DE60203562T2 - Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis - Google Patents

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DE60203562T2
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Yutaka Tsukuba-shi Koizumi
Toshiharu Tsukuba-shi Kobayashi
Tadaharu Tsukuba-shi Yokokawa
Hiroshi Tsukuba-shi Harada
Yasuhiro Aoki
Mikiya Nishitokyo-shi Arai
Shoju Masaki
Ryoji Kakiuchi
Kazuyoshi Chikugo
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IHI Corp
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    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C19/00Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%

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Description

  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • GEBIET DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis, spezifischer gesehen bezieht sie sich auf eine Technologie, die eingesetzt wird um die Kriecheigenschaften einer monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis zu verbessern.
  • Beschreibung des Standes der Technik auf diesem Gebiet
  • Ein Beispiel der typischen Zusammensetzung einer monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis, welche entwickelt worden ist im Hinblick auf die Verwendung als ein Material für sich bewegende und für stationäre Schaufeln bzw. Flügel, welche hohen Temperaturen ausgesetzt sind, wie etwa diejenigen von Flugzeugen und von Gasturbinen, so wie dies in der Tabelle 1 gezeigt wird.
  • TABELLE 1
    Figure 00010001
  • Bei den oben erwähnten monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis wird nach der Vornahme einer Lösungsbehandlung bei einer vorgeschriebenen Temperatur auch eine Alterungsbehandlung durchgeführt, um eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis zu erzielen. Diese Legierung wird bezeichnet als eine so genannte durch Ausscheidung gehärtete Legierung und sie weist eine Form auf, in welcher die Ausscheidungsphase unter der Form einer γ' Phase in einer Matrix in der Form einer γ Phase ausgeschieden wird.
  • Unter den in der Tabelle 1 aufgelisteten Legierungen ist CMSX-2 (Canon-Muskegon, US Patent No. 4,582,548) eine Legierung von der ersten Generation, CMSX-4 (Canon-Muskegon, US Patent No. 4,643,782) eine Legierung von der zweiten Generation, Rene N6 (General Electric, US Patent No. 5,455,120) und CMSX-10K (Canon-Muskegon, US Patent No. 5,366,695) sind Legierungen von der dritten Generation, und 3B (General Electric, US Patent No. 5,151,249) ist eine Legierung von der vierten Generation.
  • Obwohl die oben erwähnte CMSX-2, welche eine Legierung von der ersten Generation ist, und CMSX-4, welche eine Legierung von der zweiten Generation ist, eine vergleichbare Kriechbeständigkeit (Dauerstandfestigkeit) bei niedrigen Temperaturen aufweisen, weil eine große Menge der eutektischen γ' Phase im Anschluss an die Hochtemperaturlösungsbehandlung zurückbleibt, ist ihre Kriechbeständigkeit geringer als diejenige der Legierungen der dritten Generation.
  • Hinzu kommt, dass obschon die Legierungen der dritten Generation von Rene N6 und CMSX-10 solche Legierungen sind, die dafür ausgelegt worden sind, um eine verbesserte Kriechbeständigkeit bei hohen Temperaturen im Vergleich zu den Legierungen der zweiten Generation aufzuweisen, weil der Verhältnisanteil von Re an der Zusammensetzung (5 Gew.-% oder mehr) größer ist als die Menge von Re, welche sich in die Matrix (γ Phase) hinein auflöst, wird der Überschuss der Re-Komponente mit anderen Elementen gefällt und als ein Ergebnis hieraus scheidet sich eine so genannte TCP Phase (topologisch geschlossen gepackt = topologically close packed) bei hohen Temperaturen ab, wodurch das Problem einer verminderten Kriechbeständigkeit verursacht wird.
  • Bestreben die Kriechbeständigkeit bzw. Dauerstandfestigkeit von monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis zu verbessern, erzielt man darüber hinaus eine Wirkung durch den Schritt, welcher die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase (γ' Phase) leicht kleiner macht als die Gitterkonstante der Matrix (γ Phase). Weil jedoch die Gitterkonstante einer jeden Phase entsprechend den Zusammensetzungsverhältnissen der Verbindungselemente in der Legierung stark fluktuiert, ist es schwierig, feine Anpassungen bei der Gitterkonstante vorzunehmen, und als Folge hieraus ergibt sich das Problem einer beträchtlichen Schwierigkeit hinsichtlich der Verbesserung der Kriechbeständigkeit bzw. Dauerstandfestigkeit.
  • Die Veröffentlichung der Japanischen Patentanmeldung No. 2000239771 offenbart eine Superlegierung auf Nickelbasis, ihre Herstellung und Teile einer Gasturbine. Die Superlegierung auf Nickelbasis ist dazu bestimmt, eine Korrosionsresistenz bei hohen Temperaturen zu liefern.
  • FR2780983 stellt eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis bereit, welche verschiedene Legierungsmaterialien enthält und welche den Zweck verfolgt, eine Kriechresistenz bei hohen Temperaturen zu liefern.
  • Angesichts der obigen Umstände besteht das Ziel der vorliegenden Erfindung darin, eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis zu liefern, welche es ermöglicht, die Festigkeit zu verbessern, indem man die Ausscheidung der TCP Phase bei hohen Temperaturen verhindert.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Die folgende Zusammensetzung wird bei der vorliegenden Erfindung eingesetzt, um das obige Ziel zu erreichen.
  • Die vorliegende Erfindung liefert eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–8,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru ausgedrückt als Gewichtsverhältnis, bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; und welche dadurch gekennzeichnet ist, dass, wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, dann hat man a2 ≤ 0,999 a1.
  • Die vorliegende Erfindung liefert weiterhin eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 1,0–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru ausgedrückt als Gewichtsverhältnis, bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; und welche dadurch gekennzeichnet ist, dass, wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, dann hat man a2 ≤ 0,999 a1.
  • Die vorliegende Erfindung liefert weiterhin eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru ausgedrückt als Gewichtsverhältnis, bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; und welche dadurch gekennzeichnet ist, dass, wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, dann hat man a2 ≤ 0,999 a1.
  • Entsprechend der obigen monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis wird die Ausscheidung der TCP Phase, welche eine Abnahme der Kriechbeständigkeit verursacht, während der Verwendung bei hohen Temperaturen durch die Zugabe von Ru gehemmt. Zusätzlich können die Gitterkonstante der Matrix (γ Phase) und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase (γ' Phase) so hergestellt werden, dass sie optimale Werte aufweisen, und zwar dadurch, dass man die Zusammensetzungsverhältnisse von anderen Verbindungselementen innerhalb der optimalen Bereiche derselben einstellt. In konsequenter Weise kann daraus die Festigkeit bei hohen Temperaturen vergrößert werden.
  • Zusätzlich weist die monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis der vorliegenden Erfindung vorzugsweise eine Zusammensetzung auf, welche besteht aus 5,9 Gew.-% Al, aus 5,9 Gew.-% Ta, aus 2,9 Gew.-% Mo, aus 5,9 Gew.-% W, aus 4,9 Gew.-% Re, aus 0,10 Gew.-% Hf, aus 2,9 Gew.-% Cr, aus 5,9 Gew.-% Co und aus 2,0 Gew.-% Ru ausgedrückt als Gewichtsverhältnis und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, dies in der vorher beschriebenen monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis.
  • Entsprechend einer monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis, welche diese Zusammensetzung aufweist, kann die Dauerstandfestigkeitstemperatur bei 137 MPa und während einer Zeitdauer von 1000 Stunden so eingestellt werden, dass sie 1356 K (1083°C) beträgt.
  • Entsprechend der monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis gemäß der Erfindung ist die Beziehung zwischen a1 und a2 derart, dass a2 ≤ 0,999 a1 wird, wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, und weil die Gitterkonstante a2 der Ausscheidungsphase –0,1% oder weniger von der Gitterkonstante a1 der Matrix beträgt, daher scheidet die Ausscheidungsphase, welche in der Matrix ausscheidet, sich derart aus, dass sie sich kontinuierlich in die Richtung senkrecht zu der Richtung der Belastung ausdehnt. Als ein Ergebnis kann die Festigkeit bei hohen Temperaturen vergrößert werden, dies ohne Versetzungsfehler, welche sich innerhalb der Kristallstruktur unter Belastung bilden und sich bewegen.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
  • Das Folgende liefert eine detaillierte Erklärung für das Ausführen der vorliegenden Erfindung.
  • Die monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis der vorliegenden Erfindung besteht aus einer Legierung, welche Al, Ta, Mo, W, Re, Hf Cr, Co, Ru, Ni (Rest) und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
  • Die obige monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis ist eine Legierung mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–8,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
  • Zusätzlich ist die obige monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis eine Legierung mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 1,0–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
  • Darüber hinaus ist die obige monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis eine Legierung mit einer Zusammensetzung, welche besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
  • Alle unter den obigen Legierungen weisen eine Austenitphase in der Form einer γ Phase (Matrix) und eine reguläre Zwischenphase in der Form einer γ' Phase (Ausscheidungsphase) auf, welche dispergiert und in der Matrix ausgeschieden ist. Die γ' Phase ist hauptsächlich zusammengesetzt aus einer intermetallischen Verbindung, dargestellt durch Ni3Al, und die Festigkeit der monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis bei hohen Temperaturen wird durch diese γ' Phase verbessert.
  • Cr ist ein Element, welches eine überlegene Oxydationsresistenz aufweist und welches die Korrosionsresistenz bei einer hohen Temperatur der monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis verbessert. Der Verhältnisanteil an Cr liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 2,0 Gew.-% oder mehr bis 5,0 Gew.-% oder weniger und stärker bevorzugt bei 2,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Cr kleiner als 2,0 Gew.-% ist, dann kann die gewünschte Hochtemperaturkorrosionsresistenz nicht gewährleistet werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Cr 5,0 Gew.-% übersteigt, dann bilden sich zusätzlich zu der Ausscheidung der γ' Phase, welche gehemmt wird, schädliche Phasen wie etwa eine σ Phase oder eine μ Phase, welche eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen verursachen, was dies damit unerwünscht macht.
  • Zusätzlich zu der Verbesserung der Festigkeit bei hohen Temperaturen durch ein Auflösen von Mo in der Matrix unter der Form der γ Phase, in Anwesenheit von W und Ta, verbessert das Mo auch die Festigkeit bei hohen Temperaturen auf Grund der Ausscheidungshärte. Der Verhältnisanteil an Mo liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 1,0 Gew.-% oder mehr bis zu 4,5 Gew.-% oder weniger, stärker bevorzugt liegt derselbe innerhalb des Bereiches von 2,9 Gew.-% oder mehr bis zu 4,5 Gew.-% oder weniger und am allerstärksten bevorzugt man 2,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Mo kleiner als 1,0 Gew.-% wird, dann kann die Festigkeit bei hohen Temperaturen nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Mo 4,5 Gew.-% übersteigt, dann nimmt die Festigkeit bei hohen Temperaturen ab und ebenfalls nimmt die Korrosionsresistenz bei hohen Temperaturen ab, was dies damit unerwünscht macht.
  • W verbessert die Festigkeit bei hohen Temperaturen auf Grund der Wirkungen der Lösungshärtung und der Ausscheidungshärtung bei dem Vorhandensein von Mo und Ta, so wie dies vorher erwähnt worden ist. Der Verhältnisanteil an W liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 4,0 Gew.-% oder mehr bis zu 8,0 Gew.-% oder weniger und am allerstärksten bevorzugt man 5,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an W kleiner als 4,0 Gew.-% ist, dann kann die Festigkeit bei hohen Temperaturen nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an W 8,0 Gew.-% übersteigt, dann nimmt die Korrosionsresistenz bei hohen Temperaturen ab, was dies damit unerwünscht macht.
  • Ta verbessert die Hochtemperaturfestigkeit auf Grund der Wirkungen der Lösungshärtung und der Ausscheidungshärtung bei dem Vorhandensein von Mo und W, so dies wie vorher erwähnt worden ist, und es verbessert auch die Hochtemperaturfestigkeit als ein Ergebnis eines Teiles des Ta, welcher Teil eine Ausscheidungshärtung relativ zu der γ' Phase durchläuft. Der Verhältnisanteil an Ta liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 4,0 Gew.-% oder mehr bis zu 8,0 Gew.-% oder weniger, stärker bevorzugt liegt derselbe innerhalb des Bereiches von 4,0 Gew.-% oder mehr bis zu 6,0 Gew.-% oder weniger und am allerstärksten bevorzugt man 5,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Ta kleiner als 4,0 Gew.-% ist, dann kann die Festigkeit bei hohen Temperaturen nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Ta 8,0 Gew.-% übersteigt, dann bilden sich die σ Phase und die μ Phase, was eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen verursacht, was dies damit unerwünscht macht.
  • Al verbessert die Hochtemperaturfestigkeit, indem es sich mit Ni verbindet, um eine intermetallische Verbindung herzustellen, dargestellt durch Ni3Al, welche die γ' Phase enthält, die fein und gleichförmig dispergiert ist und in der Matrix ausscheidet, bei einem Verhältnis von 60–70 Vol.-%. Der Verhältnisanteil an Al liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 5,0 Gew.-% oder mehr bis zu 7,0 Gew.-% oder weniger und am stärksten bevorzugt man 5,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Al kleiner als 5,0 Gew.-% ist, dann reicht die ausgeschiedene Menge an der γ' Phase nicht mehr aus und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Al 7,0 Gew.-% übersteigt, dann bildet sich eine große Menge an einer grobkörnigen γ Phase, welche man als die eutektische γ' Phase bezeichnet, und diese eutektische γ' Phase verhindert eine Lösungsmittelbehandlung und macht es unmöglich, die Festigkeit bei hohen Temperaturen auf einem hohen Niveau aufrechtzuerhalten, was dies damit unerwünscht macht.
  • Hf ist ein Element, welches sich an der Korngrenze absondert und die Festigkeit bei hohen Temperaturen verbessert, indem es die Korngrenze festigt als ein Ergebnis des Umstandes, dass es sich an der Korngrenze zwischen der γ Phase und der γ' Phase absondert. Der Verhältnisanteil an Hf liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 0,01 Gew.-% oder mehr bis zu 0,50 Gew.-% oder weniger und am stärksten bevorzugt man 0,10 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Hf kleiner als 0,01 Gew.-% ist, dann reicht die ausgeschiedene Menge an der y' Phase nicht mehr aus und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Hf 0,50 Gew.-% übersteigt, dann wird ein lokales Schmelzen ausgelöst, was zu dem Risiko einer verminderten Festigkeit bei hohen Temperaturen führt, was dies damit unerwünscht macht.
  • Co verbessert die Festigkeit bei hohen Temperaturen durch ein Erhöhen der Lösungsgrenze bei hohen Temperaturen relativ zu der Matrix, wie etwa Al und Ta, und durch ein Dispergieren und ein Ausscheiden einer feinen γ' Phase durch eine Wärmebehandlung. Der Verhältnisanteil an Co liegt innerhalb des Bereiches von 0,1 Gew.-% und 5,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Co kleiner als 0,1 Gew.-% ist, dann reicht die ausgeschiedene Menge an der γ' Phase nicht mehr aus und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Co 5,9 Gew.-% übersteigt, dann wird die Ausgewogenheit mit den anderen Elementen wie etwa Al, Ta, Mo, W, Hf und Cr gestört, was zu einer Ausscheidung schädlicher Phasen führt, welche eine Abnahme der Festigkeit bei hohen Temperaturen verursachen, was dies damit unerwünscht macht.
  • Re verbessert die Festigkeit bei hohen Temperaturen auf Grund der Lösungshärtung als ein Ergebnis der Auflösung in der Matrix in der Form der γ Phase. Andererseits, wenn eine große Menge an Re hinzugefügt wird, dann scheidet die schädliche TCP Phase bei hohen Temperaturen aus, was zu dem Risiko einer verminderten Festigkeit bei hohen Temperaturen führt. Somit liegt der Verhältnisanteil an Re vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 3,0 Gew.-% oder mehr bis zu 6,0 Gew.-% oder weniger und am stärksten bevorzugt man 4,9 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Re kleiner als 3,0 Gew.-% ist, dann wird die Lösungshärtung der γ Phase wirkungslos und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht auf der gewünschten Höhe aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Re 6,0 Gew.-% übersteigt, dann scheidet die TCP Phase bei hohen Temperaturen aus und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht auf einem hohen Niveau aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht.
  • Ru verbessert die Festigkeit bei hohen Temperaturen, indem es die Ausscheidung der TCP Phase hemmt. Der Verhältnisanteil an Ru liegt vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 1,0 Gew.-% oder mehr bis zu 4,0 Gew.-% oder weniger und am stärksten bevorzugt man 2,0 Gew.-%. Wenn der Verhältnisanteil an Ru kleiner als 1,0 Gew.-% ist, dann scheidet die TCP Phase bei hohen Temperaturen aus und die Festigkeit bei hohen Temperaturen kann nicht auf einem hohen Niveau aufrechterhalten werden, was dies damit unerwünscht macht. Wenn der Verhältnisanteil an Ru 4,0 Gew.-% übersteigt, dann steigen die Kosten an, was auch unerwünscht ist.
  • Ganz speziell kann in der vorliegenden Erfindung die Ausscheidung der TCP Phase durch ein Hinzugeben von Ru gehemmt werden, dies infolge einer Anpassung der Verhältnisanteile von Al, Ta, Mo, W, Hf Cr, Co und Ni an die optimalen Verhältnisanteile, zusammen mit einer Verbesserung der Festigkeit bei hohen Temperaturen durch eine Einstellung der Gitterkonstante der γ Phase und der Gitterkonstante der γ' Phase innerhalb der optimalen Bereiche derselben.
  • Zusätzlich bei dem Gebrauch unter Umgebungsbedingungen bei einer hohen Temperatur von 1273 K (1000°C) bis 1373 K (1100°C), wenn die Gitterkonstante der Kristalle, welche die Matrix in der Form der γ Phase ausmacht, als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Kristalle, welche die Ausscheidungsphase in der Form der γ' Phase ausmacht, als a2 angenommen wird, dann ist die Beziehung zwischen a1 und a2 derart, dass a2 ≤ 0,999 a1 ist. Insbesondere beträgt die Gitterkonstante a2 der Kristalle bei der Ausscheidungsphase 00,1% oder weniger in Bezug auf die Gitterkonstante a1 der Kristalle bei der Matrix.
  • Zusätzlich sollte die Gitterkonstante a2 der Kristalle der Ausscheidungsphase –0,5% oder mehr von der Gitterkonstante a1 der Kristalle der Matrix sein. In dem Fall wo die beiden Gitterkonstanten in der oben angegebenen Beziehung zueinander stehen, kann die Kriechbeständigkeit bzw. Dauerstandfestigkeit vergrößert werden ohne Bewegung von Versetzungsfehlern in der Legierungsstruktur bei dem Vorhandensein einer Belastungsspannung, dies weil die Ausscheidungsphase sich derart ausscheidet, dass sie sich kontinuierlich in die Richtung senkrecht zu der Richtung der Belastung ausdehnt, wenn die Ausscheidungsphase in der Matrix auf Grund der Wärmebehandlung ausscheidet.
  • Um die Beziehung zwischen der Gitterkonstante a1 und der Gitterkonstante a2 zueinander derart zu gestalten, dass a2 ≤ 0,999 a1 ist, wird die Zusammensetzung der Verbindungselemente, welche die monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis zusammensetzen, geeignet angepasst.
  • Gemäß der obigen monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis wird die Ausscheidung der TCP Phase, welche eine Abnahme der Kriechbeständigkeit verursacht, während des Gebrauches bei hohen Temperaturen durch eine Zugabe von Ru gehemmt. Zusätzlich können durch eine Anpassung der Verhältnisanteile von anderen Verbindungselementen an ihre optimalen Bereiche die Gitterkonstante der Matrix (γ Phase) und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase (γ' Phase) so hergestellt werden, dass sie optimale Werte aufweisen. Als ein Ergebnis kann die Kriechbeständigkeit (Dauerstandfestigkeit) bei hohen Temperaturen verbessert werden.
  • AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Die Wirkung der vorliegenden Erfindung wird unter Verwendung der folgenden Ausführungsbeispiele gezeigt.
  • Schmelzen von verschiedenen monokristallinen Superlegierungen auf Nickelbasis wurden hergestellt unter Verwendung eines Vakuumschmelzofens und Legierungsblöcke wurden unter Verwendung der Legierungsschmelzen gegossen. Das Zusammensetzungsverhältnis des Legierungsblocks gemäß der vorliegenden Ausführung (TMS-138) wird in der Tabelle 2 gezeigt.
  • TABELLE 2
    Figure 00070001
  • Als Nächstes wurden eine Lösungsbehandlung und eine Alterungsbehandlung auf den Legierungsblöcken durchgeführt, gefolgt von einer Beobachtung des Zustandes der Struktur der Legierungen mit Hilfe eines Scannings (Abtastens) in dem Elektronemnikroskop (SEM). Die Lösungsbehandlung bestand aus einem Halten während einer Zeitdauer von 1 Stunde bei 1573 K (1300°C), gefolgt von einer Erwärmung auf 1613 K (1340°C) und aus einem Halten während einer Zeitdauer von 5 Stunden. Zusätzlich bestand die Alterungsbehandlung darin, anschließend eine primäre Alterungsbehandlung durchzuführen, welche aus einem Halten während einer Zeitdauer von 4 Stunden bei 1150°C bestand, und eine sekundäre Alterungsbehandlung durchzuführen, welche aus einem Halten während einer Zeitdauer von 20 Stunden bei 870°C bestand.
  • Als ein Ergebnis davon ergab sich, dass eine TCP Phase nicht in der Lage ist, in der Struktur bestätigt zu werden.
  • Als Nächstes wurde ein Kriechtest an einer Probe gemäß der vorliegenden Ausführung (TMS-138) durchgeführt, welche eine Lösungsbehandlung und eine Alterungsbehandlung durchlief. Der Kriechtest bestand aus dem Messen der Zeit, bis sich bei der Probe ein Kriechbruch als Lebensdauer der Probe bemerkbar machte, dies unter den jeweiligen Temperatur- und Belastungsbedingungen, wie sie in der Tabelle 3 gezeigt werden.
  • TABELLE 3
    Figure 00080001
  • Wie aus der Tabelle 3 deutlich wird, wurde bei der Probe gemäß der vorliegenden Ausführung festgestellt, dass sie eine hohe Festigkeit sogar unter den Bedingungen einer hohen Temperatur von 1273 K (1000°C) aufweist.
  • Zusätzlich wurden die Eigenschaften des Kriechbruches (Widerstandstemperatur) für die in der Tabelle 1 gezeigten Legierungen nach dem Stande der Technik (Vergleichende Beispiele 1 bis 5) und für die Probe der in der Tabelle 2 gezeigten vorliegenden Ausführung (TMS-138) miteinander verglichen. Die Eigenschaften des Kriechbruches wurden bestimmt entweder als ein Ergebnis des Messens der Temperatur, bis die Probe unter den Bedingungen der angewandten Spannung von 137 MPa während einer Zeitdauer von 1000 Stunden zerbrach, oder durch ein Umwandeln der Messwerte der Bruchtemperatur der Probe unter diesen Bedingungen. TABELLE 4
    Figure 00080002
    (Umgewandelt auf 137 MPa, 1000 Stunden)
  • Wie aus der Tabelle 4 deutlich wird, wurde bei der Probe gemäß der vorliegenden Ausführung festgestellt, dass sie eine hohe Widerstandstemperatur (1356 K (1083°C)) aufweist, welche gleich oder größer ist als diejenige bei den Vergleichenden Beispielen 1 bis 5.
  • Damit weist diese Legierung eine höhere Wärmeresistenztemperatur auf als monokristalline Superlegierungen auf Nickelbasis nach dem Stand der Technik, und bei der Probe wurde festgestellt, dass sie eine hohe Festigkeit sogar bei hohen Temperaturen aufweist.
  • Weiterhin wurden die Ermüdungsfestigkeiten für die Legierungen des in der Tabelle 1 gezeigten Vergleichenden Beispiels 2 (CMSX-4) und für die in der Tabelle 2 gezeigte Probe gemäß der vorliegenden Ausführung (TMS-138) miteinander verglichen. In diesem Fall wurde die Ermüdungsfestigkeit bei einem hohen Zyklus (HCF = high cycle fatigue) und die bei einem niedrigen Zyklus (LCF = low cycle fatigue) als die Ermüdungsfestigkeit gemessen. Zum Messen der Ermüdungsfestigkeit bei einem hohen Zyklus wurde die maximale Belastung bei einer hohen Temperatur von 1373 K (1100°C) gemessen, indem man die Belastung steuerte, und die Anzahl der Ermüdungsbruchzyklen (Nf = number of fatigue fracture cycle) wurde als 106 und 107 bestimmt. Zum Messen der Ermüdungsfestigkeit bei einem niedrigen Zyklus wurde die alternative Pseudobelastung bei einer hohen Temperatur von 1073 K (800°C) gemessen, indem man die Störung steuerte, und die Anzahl der Ermüdungsbruchzyklen (Nf) wurde als 103 und 104 bestimmt.
  • TABELLE 5
    Figure 00090001
  • Wie aus der Tabelle 5 deutlich ersichtlich ist, wurde bei der Probe gemäß der vorliegenden Ausführung festgestellt, dass sie eine Ermüdungsfestigkeit aufweist, welche größer ist als diejenige des Vergleichenden Beispiels 2.
  • Damit wurde bei der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung (TMS-138) festgestellt, dass sie eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist zusätzlich zu der Kriechbeständigkeit bzw. Dauerstandfestigkeit bei einer hohen Temperatur, verglichen mit der herkömmlichen monokristallinen Superlegierung auf Nickelbasis.

Claims (4)

  1. Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis mit einer Zusammensetzung bestehend aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–8,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru in Bezug auf das Gewichtsverhältnis, wobei der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; und welche dadurch gekennzeichnet ist, dass wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, dann ist a2 ≤ 0,999 a1.
  2. Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis mit einer Zusammensetzung bestehend aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 1,0–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru in Bezug auf das Gewichtsverhältnis, wobei der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; und welche dadurch gekennzeichnet ist, dass wenn die Gitterkonstante der Matrix als a1 angenommen wird und die Gitterkonstante der Ausscheidungsphase als a2 angenommen wird, dann ist a2 ≤ 0,999 a1.
  3. Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis gemäß Anspruch 2, bei welcher die Zusammensetzung besteht aus 5,0–7,0 Gew.-% Al, aus 4,0–6,0 Gew.-% Ta, aus 2,9–4,5 Gew.-% Mo, aus 4,0–8,0 Gew.-% W, aus 3,0–6,0 Gew.-% Re, aus 0,01–0,50 Gew.-% Hf, aus 2,0–5,0 Gew.-% Cr, aus 0,1–5,9 Gew.-% Co und aus 1,0–4,0 Gew.-% Ru in Bezug auf das Gewichtsverhältnis und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
  4. Monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, welche eine Zusammensetzung aufweist, welche besteht aus 5,9 Gew.-% Al, aus 5,9 Gew.-% Ta, aus 2,9 Gew.-% Mo, aus 5,9 Gew.-% W, aus 4,9 Gew.-% Re, aus 0,10 Gew.-% Hf aus 2,9 Gew.-% Cr, aus 5,9 Gew.-% Co und aus 2,0 Gew.-% Ru in Bezug auf das Gewichtsverhältnis und bei welcher der verbleibende Rest aus Ni und aus unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
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