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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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GEBIET DER ERFINDUNG
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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.
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Beschreibung des Standes
der Technik auf diesem Gebiet
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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FR2780983
stellt eine monokristalline Superlegierung auf Nickelbasis bereit,
welche verschiedene Legierungsmaterialien enthält und welche den Zweck verfolgt,
eine Kriechresistenz bei hohen Temperaturen zu liefern.
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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.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Die
folgende Zusammensetzung wird bei der vorliegenden Erfindung eingesetzt,
um das obige Ziel zu erreichen.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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DETAILLIERTE
BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Das
Folgende liefert eine detaillierte Erklärung für das Ausführen der vorliegenden Erfindung.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Die
Wirkung der vorliegenden Erfindung wird unter Verwendung der folgenden
Ausführungsbeispiele gezeigt.
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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.
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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.
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Als
ein Ergebnis davon ergab sich, dass eine TCP Phase nicht in der
Lage ist, in der Struktur bestätigt zu
werden.
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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.
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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.
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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
(Umgewandelt auf 137 MPa, 1000 Stunden)
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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.
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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.
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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.
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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.
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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.
