DE60214999T2

DE60214999T2 - GIEßEN VON LEGIERUNGEN MIT ISOTROPEN GRAPHITFORMEN

Info

Publication number: DE60214999T2
Application number: DE60214999T
Authority: DE
Inventors: Ranjan Tueson RAY; W. Donald Peoria SCOTT
Original assignee: Santoku Corp
Current assignee: Santoku Corp
Priority date: 2001-05-15
Filing date: 2002-05-14
Publication date: 2007-05-10
Anticipated expiration: 2022-05-15
Also published as: WO2002092260A1; CN1505549A; JP2004532785A; JP4485747B2; US6799626B2; EP1390167A4; CN1253272C; EP1390167B1; US20040003913A1; EP1390167A1; DE60214999D1; ATE340665T1

Description

I. Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft Verfahren zur Verarbeitung von verschiedenen Metalllegierungen, wie Nickellegierungen, Kobaltlegierungen und Superlegierungen auf Eisenbasis, Edelstahllegierungen, Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen zu Konstruktionskomponenten durch Schmelzen der Legierungen im Vakuum oder unter einem niedrigen Partialdruck eines inerten Gases und anschließendes Gießen der Schmelzen in Formen, hergestellt aus isotropen Graphitformen mit feiner Körnung, hoher Dichte und hoher Festigkeit im Vakuum oder unter einem niedrigen Partialdruck eines Inertgases.
II. Hintergrund der Erfindung
Es besteht die Notwendigkeit, die Verformung von verschiedenen Metalllegierungen, wie Nickel, Kobalt und Superlegierungen auf Eisenbasis, Nickelaluminiden, Edelstahllegierungen, Titanlegierungen, Titanaluminidlegierungen, Zirkonium und Legierungen auf Zirkoniumbasis, zu verbessern. Metallische Superlegierungen aus hoch legiertem Nickel, Kobalt und/oder Superlegierungen auf Eisenbasis können durch Schmieden oder spanabhebende Bearbeitung schwierig verarbeitet werden. Weiterhin werden herkömmliche Präzisionsformen nur einmal zur Herstellung von Gusskörpern von Metalllegierungen, wie Nickel, Kobalt und Superlegierungen auf Eisenbasis, Edelstahllegierungen, Titanlegierungen, Titanaluminidlegierungen, verwendet. Dies erhöht die Produktionskosten.
Die hierin verwendete Bezeichnung Superlegierung wird im herkömmlichen Sinne angewendet und sie beschreibt ein Klasse von Legierungen, die zur Verwendung in Umgebungen mit hoher Temperatur entwickelt worden sind und die typischerweise eine Streckgrenze von oberhalb 100 ksi bei 1000 Grad F haben. Superlegierungen auf Nickelbasis werden in weitem Umfang in Gasturbinenmotoren verwendet und sie haben sich im Laufe der letzten 50 Jahre stark entwickelt. Unter der hierin verwendeten Bezeichnung Superlegierung soll auch eine Superlegierung auf Nickelbasis, enthaltend eine wesentliche Menge einer gamma-Grund(Ni₃ Al)-Verfestigungsphase, vorzugsweise von etwa 30 bis etwa 50 Vol.-% der gamma-Grundphase, verstanden werden. Repräsentative Beispiele für solche Legierungsklassen schließen Superlegierungen auf Nickelbasis, wobei viele davon Aluminium in einer Menge von mindestens 5 Gew.-% sowie ein oder mehrere andere Legierungselemente, die Titan, Chrom, Wolfram, Tantal etc. enthalten, ein und die durch eine Lösungs-Erhitzungsbehandlung verfestigt worden sind. Derartige Superlegierungen auf Nickelbasis werden in der U.S. Patentschrift Nr. 4 209 348 (Duhl et al.) und der U.S. Patentschrift Nr. 4 719 080 beschrieben. Weitere Superlegierungen auf Nickelbasis sind dem Fachmann bekannt und sie werden in dem Buch mit dem Titel „Superalloys II" Sims et al., veröffentlicht von John Wiley & Sons, 1987, beschrieben.
Weitere Referenzen und betreffende Superlegierungen und ihre Verarbeitung werden untenstehend angegeben:

„Investment-cast superalloys challenge wrought materials" aus Advanced Materials and Process, Nr. 4, S. 107-108 (1990).
"Solidification Processing", Herausgeben B.J. Clark und M. Gardner, S. 154-157 und 172-174, McGraw-Hill (1974).
„Phase Transformations in Metals and Alloys", Van Nostrand Reinhold, D.A. Porter, S. 234 (1981).
Nazmy et al., The Effect of Advanced Fine Grain Casting Technology on the Static and Cyclic Properties of IN713LC. Conf: High Temperature Materials for Power Engineering 1990, S. 1397-1404, Kluwer Academic Publishers (1990).
Bouse & Behrendt, Mechanical Properties of Microcast-X Alloy 718 Fine Grain Investment Castings. Conf: Superalloy 718: Metallurgy and Applications 1989, Publizierung: TMS, S. 319-328 (1989): Abstract of U.S.S.R. Erfinder-Zertifikat 1306641 (veröffentlicht am 30. April 1987).
WPI Zugangs-Nr. 85-090592/85 & Abstract von JP 60-40644 (KAWASAKI) (veröffentlicht am 4. März 1985).
WPI Zugangs-Nr. 81-06485D/81 & Abstract von JP 55-149747 (SOGO) (veröffentlicht am 21. November 1980).
Fang, J: Yu, B Conference: High Temperatur Alloys for Gas Turbines, 1982, Liege, Belgien, 4.-6. Okt. 1982, Publizierung: D. Reidel Publishing Co., P.O. Box 17, 3300 AA Dordrecht, Niederlande, S. 987-997 (1982).

Verarbeitungstechniken von Superlegierungen haben sich ebenfalls weiter entwickelt und viele dieser neueren Prozesse sind ziemlich kostspielig.
Die U.S. Patentschrift Nr. 3 519 503 beschreibt ein isothermes Schmiedeverfahren zur Herstellung von komplexen Superlegierungsformen. Dieses Verfahren wird derzeit in weitem Umfang gebraucht und erfordert bei der derzeitigen Praxis, dass das Ausgangsmaterial durch Pulver-metallurgische Techniken hergestellt wird. Die Abhängigkeit von Pulver-metallurgischen Techniken macht dieses Verfahren teuer.
Die U.S. Patentschrift 4 574 015 beschreibt ein Verfahren zur Verbesserung der Schmiedbarkeit von Superlegierungen durch Herstellung von überalterten Mikrostrukturen in solchen Legierungen. Die Teilchengröße der γ'(gamma- Grund)-Phase ist stark gegenüber einem Wert erhöht, der normalerweise beobachtet wird.
Die U.S. Patentschrift 4 579 602 betrifft eine Superlegierungs-Schmiedesequenz, die eine Überalterungs-Hitzebehandlung beinhaltet.
Die U.S. Patentschrift 4 769 087 beschreibt eine weitere Schmiedesequenz für Superlegierungen.
Die U.S. Patentschrift Nr. 4 612 062 beschreibt eine Schmiedesequenz zur Herstellung eines feinkörnigen Gegenstands aus einer Superlegierung auf Nickelbasis.
Die U.S. Patentschrift Nr. 4 453 985 beschreibt ein isothermisches Schmiedeverfahren, das ein feinkörniges Produkt erzeugt.
Die U.S. Patentschrift Nr. 2 977 222 beschreibt eine ähnliche Klasse von Superlegierungen wie diejenige, für die das erfindungsgemäße Verfahren eine besonders hohe Anwendbarkeit findet.
Legierungen auf Titanbasis sind ebenfalls für Hochleistungsanwendungszwecke wertvoll. Die Hauptverwendung von Titan-Gusskörpern erfolgt in der Luftfahrtindustrie, der chemischen Industrie und in der Energieindustrie. Die Verwendung in der Luftfahrtindustrie erfordert Hochleistungsgussteile, während in der chemischen Industrie und in der Energieindustrie in erster Linie große Gusskörper verwendet werden, deren Korrosionsbeständigkeit bei dem Design und der Materialauswahl eine Haupterwägung zukommt.
Die Kombination eines hohen Verhältnisses von Festigkeit zu Gewicht, ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften und Korrosionsbeständigkeit macht das Titan zum besten Material für viele Anwendungszwecke. Titanlegierungen werden auch für statische und rotierende Gasturbinen-Motorkomponenten eingesetzt. Einige der kritischsten und hoch beanspruchten Teile von zivilen und militärischen Flugzeugzellen sind aus diesen Legierungen hergestellt.
Die Verwendung von Titan hat sich in den letzten Jahren von der Verwendung in Nahrungsmittel-Bearbeitungsanlagen, von Verwendungen in Wärmeaustauschern von Ölraffinerien bis zu Schiffskomponenten und medizinischen Prothesen ausgedehnt. Jedoch haben die hohen Kosten der Komponenten aus einer Titanlegierung ihre Anwendung begrenzt. Die relativ hohen Kosten bestehen oftmals aus den Herstellungskosten und was üblicherweise am wichtigsten ist, den Kosten zur Entfernung der Metalle beim Erhalt der gewünschten Endform. Als Ergebnis haben sich in den letzten Jahren erhebliche Anstrengungen auf die Entwicklung von Netzform- oder nahezu Netzform-Technologien, wie der Pulvermetallurgie (PM), der superplastischen Verformung (SPF), des Präzisionsschmiedens und des Präzisionsgießens fokussiert. Das Präzisionsgießen ist das bei weitem am weitesten entwickelte Verfahren und die im weitesten Umfang verwendete Netzform-Technologie. Gusskörper aus Titan zeigen verschiedene Vorteile. Die Mikrostruktur von wie-gegossenem Titan ist im Hinblick auf viele mechanische Eigenschaften wünschenswert. Es zeigt gute Eigenschaften hinsichtlich der Kriechbeständigkeit, der Beständigkeit gegenüber einem Wachstum von Ermüdungsrissen, der Bruchbeständigkeit und der Zugbeständigkeit.
Das Gießen von Titan und von Titanlegierungen bringt ein spezielles Problem mit sich, das auf die hohe Reaktivität des Materials in geschmolzenem Zustand zurückzuführen ist. Dies erfordert spezielle Schmelz-, Formherstellungs-Verfahren und Einrichtungen um eine Verunreinigung der Legierung zu verhindern.
Die Titangießindustrie befindet sich immer noch in einem frühen Stadium der Entwicklung. Wegen der hoch reaktiven Eigenschaften von Titan gegenüber keramischen Materialien werden teure Formmaterialien (Yttrium, Throe und Zirkon) verwendet, um Präzisionsformen für Titangusskörper herzustellen. Die Titangusskörper entwickeln eine verunreinigte Oberflächenschicht aufgrund einer Reaktion mit der heißen Keramikform und geschmolzenem Titan. Die Oberflächenschicht muss durch ein teures chemisches Vermahlen in sauren Lösungen, enthaltend Fluorsäure, entfernt werden. Es muss nach strikten EPA-Vorschriften vorgegangen werden, um das chemische Vermahlen durchzuführen.
So beschreibt z.B. die U.S. Patentschrift Nr. 5 630 465 von Feagin Keramikhüllenformen, hergestellt aus Yttriumdioxidaufschlämmungen, für das Gießen von reaktiven Metallen. Die Verwendung von Graphit in Präzisionsformen ist in den U.S. Patentschriften Nrn. 3 241 200, 3 243 733, 3 265 574, 3 266 106, 3 296 666 und 3 321 005, alle von Lirones, beschrieben worden. Die U.S. Patentschrift Nr. 3 257 692 von Operhall; die 3 485 288 von Zusman et al.; und die 3 389 743 von Morozov et al. beschreiben eine kohlenstoffhaltige Formoberfläche unter Verwendung von Graphitpulvern und fein verteilten anorganischen Pulvern, bezeichnet als „Stuck".
Die U.S. Patentschrift Nr 4 627 945 von Winkelbauer et al. beschreibt durch Spritzguss hergestellte feuerfeste Luftschlitzrohre aus Aluminiumoxid und 1 bis 30 Gew.-% calciniertem Fließbettkoks sowie anderen Bestandteilen. Die '945-Patentschrift beschreibt auch, dass es bekannt ist, isostatisch-gepresste feuerfeste Luftschlitzrohre aus einem Gemisch aus Aluminiumoxid und 15 bis 30 Gew.-% flockenförmigem Graphit sowie anderen Bestandteilen herzustellen.
III. Bevorzugte Aufgaben der vorliegenden Erfindung
Es ist eine Aufgabe der Erfindung, Legierungen in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Nickel, Kobalt und Superlegierungen auf Eisenbasis in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Nickelaluminidliegierungen in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Edelstahle in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Titan und Titanlegierungen in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Titanaluminide in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Zirkon und Zirkonlegierungen in isotrope feinkörnige Graphitformen zu gießen.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, isotrope Graphitformen zur Verfügung zu stellen.
Diese und weitere Aufgaben der vorliegenden Erfindung werden anhand der folgenden Beschreibung ersichtlich.
IV. Zusammenfassung der Erfindung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von verschiedenen Metalllegierungen, wie Superlegierungen auf Nickel-, Kobalt- und Eisenbasis, Edelstahllegierungen, Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen, als Konstruktionskomponenten durch ein Vakuuminduktionsschmelzen der Legierungen und durch nachfolgendes Gießen der Schmelze in Graphitformen unter Vakuum. Die Erfindung betrifft insbesondere die Verwendung von isotropen Graphitformen mit hoher Dichte und ultrafeiner Körnung, wobei der Graphit mit sehr hoher Reinheit (enthaltend vernachlässigbare Spurenelemente) auf dem Weg des isostatischen Druckpressverformens hergestellt worden ist. Die hohe Dichte (>1,77 g/cm³), die kleine Porosität (<13%), die hohe Biegefestigkeit (>7000 psi), die hohe Kompressionsfestigkeit (>9000 psi) und die feine Körnung (<10 Mikron) sind einige der charakteristischen Eigenschaften von isostatisch verpresstem Graphit, die dieses Material zur Verwendung für Formen für das Gießen von Superlegierungen geeignet macht. Die weiteren wichtigen Eigenschaften des Graphitmaterials sind eine hohe Beständigkeit gegenüber einem thermischen Schock, eine hohe Verschleißbeständigkeit und eine hohe Beständigkeit gegenüber Chemikalien sowie eine minimale Benetzung durch flüssiges Metall. Es ist gefunden worden, dass extrudierte Graphite, die eine niedrigere Dichte (<1,72 g/cm³), eine niedrigere Biegefestigkeit (<3000 psi), eine hohe Porosität (>20%), eine niedrigere Druckfestigkeit (<8000 psi) und eine grobe Körnung (>200 Mikron) haben, zur Verwendung für Formen zum Gießen von Eisen-, Nickel- und Kobalt-Superlegierungen weniger gut geeignet sind.
Die vorliegende Erfindung bringt eine Anzahl von Vorteilen mit sich:

(1) die Verwendung von isotropen Graphitformen mit ultrafeiner Körnung zur Herstellung von Gusskörpern aus Superlegierungen verbessert die Qualität und führt zu überlegenen mechanischen Eigenschaften im Vergleich zu Gusskörpern, die durch einen herkömmlichen Präzisionsgießprozess hergestellt worden sind.
(2) Die Formen können mehrfach wiederholt eingesetzt werden, wodurch in signifikanter Weise die Herstellungskosten der Gusskörper im Vergleich zu dem traditionellen Prozess verringert werden.
(3) Nahezu netzförmige Teile können gegossen werden, was daran anschließende Betriebsstufen, wie eine spanabhebende Bearbeitung, eliminiert.
(4) Die Gusskörper können in Formen hergestellt werden, die bei Raumtemperatur oder niedrigen Temperaturen gehalten werden, wodurch feine Kornstrukturen und verbesserte mechanische Eigenschaften resultieren.

V. Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Die 1 zeigt eine Photographie eines Gusskörpers eines Mar-M-247-Getriebes, gegossen in eine Form aus isotropem feinkörnigem Graphit.
Die 2 zeigt eine Photographie eines Mar-M-247-Getriebes (mit Zähnen) und eine Mar-M-247 stylisierte Scheibe, gegossen in eine Form aus isotropem Graphit.
Die 3 zeigt eine Photographie eines Gusskörpers einer Mar-M-247-Scheibe mit drei Fichten-Schlitzen, gegossen in einer Form aus isotropem feinkörnigem Graphit.
Die 4 zeigt ein Diagramm der Zugeigenschaften als Funktion der Temperatur der Legierung IN 939 für einen stangenförmigen Gusskörper mit einem Durchmesser von 1 inch, gegossen in eine Graphitform – heiß isostatisch verpresst (HIP) und hitzebehandelt.
Die 5 zeigt ein Diagramm der Zugeigenschaften als Funktion der Temperaturen der Legierung PWA 795 für einen stangenförmigen Gusskörper mit einem Durchmesser von 1 inch, gegossen in einer Form aus Graphit – heiß isostatisch verpresst.
Die 6 zeigt ein Diagramm der Zugeigenschaften als Funktion der Temperaturen der Legierung IN 738 für einen stangenförmigen Gusskörper mit einem Durchmesser von 1 inch, gegossen in einer Form aus Graphit – heiß isostatisch verpresst und hitzebehandelt.
Die 7 zeigt ein Diagramm der Zugeigenschaften als Funktion der Temperaturen der Legierung Rene 142 für einen stangenförmigen Gusskörper mit einem Durchmesser von 1 inch, gegossen in einer Form aus Graphit – heiß isostatisch verpresst und hitzebehandelt.
Die 8 zeigt die Spannungsbrucheigenschaften von Mar-M-247. Die Zeitspanne bis zum Versagen des Probekörpers, der einer konstanten Spannung bei erhöhten Temperaturen ausgesetzt worden ist, wird als Zeitstandfestigkeit bezeichnet.
Die 9A–9D zeigen einen Vergleich der Eigenschaften eines Gusskörpers aus der Mar-M-247-Legierung durch ein Präzisionsgießverfahren zu denjenigen eines Gusskörpers aus Mar-M-247 in einer isotropen feinkörnigen Graphitform als Stangen-Chart-Diagramm der Zugfestigkeit (UTS) und der 0,2% Streckgrenze.
Die 10A bzw. 10B zeigen SEM-Bilder von Mar-M-247 (wie gegossen), gegossen in einer Form aus isotropem Graphit, um die Mikrostruktur der Massenfläche und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Zwischenfläche zu zeigen.
Die 11A bzw. 11B zeigen SEM-Bilder von Mar-M-509 (wie gegossen), gegossen in einer Form aus isotropem Graphit, um die Mikrostruktur der Massenfläche und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Zwischenfläche zu zeigen.
Die 12A bzw. 12B zeigen SEM-Bilder von IN 738 (wie gegossen), gegossen in einer Form aus isotropem Graphit, um die Mikrostruktur der Massenfläche und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Zwischenfläche zu zeigen.
Die 13A bzw. 13B zeigen SEM-Bilder von IN 792 (wie gegossen), gegossen in einer Form aus isotropem Graphit, um die Mikrostruktur der Massenfläche und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Zwischenfläche zu zeigen.
Die 14 zeigt die Kohlenstoff-Konzentrationsprofile in einem Gusskörper aus einer IN 939-Legierung in Graphitformen von unterschiedlichen Sorten als Funktion der Tiefe.
Die 15 zeigt Gusskörper von Ti-6Al-4V-Titanstufenplatten, gegossen in Formen aus isotropem Graphit. Jede Stufenplatte hat die Abmessungen einer Breite von 7 inch und einer Länge von 20 inch mit mehrfachen Stufen mit Dicken im Bereich zwischen 2 inch bis ein Achtel inch.
Die 16 zeigt eine Makro-geätzte Struktur eines Gusskörpers einer Ti-6Al-4V-Stufenplatte.
Die 17A bzw. 17B zeigen die Mikrostruktur der Massenbereiche eines Gusskörpers der Ti-6Al-4V-Stufenplatte, gegossen in einer isotropen Form mit 1 inch und einer Dicke von 0,75 inch.
Die 18A bzw. 18B zeigen typische Mikrostrukturen der Gusskörper in der Nähe der Ränder einer Ti-6Al-4V-Stufenplatte, gegossen in einer isotropen Form mit 1 inch und einer Dicke von 0,75 inch.
Die 19 zeigt ein Diagramm der Ergebnisse von Niederzyklus-Ermüdungstests, durchgeführt mit Probekörpern, erhalten aus einem Gusskörper einer Ti-6Al-4V-Platte des Beispiels 7, gegossen in einer Form aus isotropem Graphit.
Die 20 zeigt ein Diagramm der Niederzyklus-Ermüdungseigenschaften eines Gusskörpers einer Ti-6Al-4V-Platte, hergestellt in einer isotropen Graphitplatte als Ergebnis der Ermüdungsrissbildungsgeschwindigkeit (FCGR), bestimmt gemäß den Verfahrensweisen der ASTM-Norm E 647-00 für einen Kompaktspannungsprobekörper, hergestellt aus dem Gusskörper einer Ti-6Al-4V-Platte des Beispiels 7.
Die 21 zeigt eine Form aus isotropem Graphit für das Gießen eines Scharniers einer Flugzeugzelle aus einer Titanlegierung als netzförmiges Teil.
Die 22 zeigt ein Scharnier einer Flugzeugzelle aus einer Ti-6Al-4V-Titanlegierung, hergestellt in einer Form aus isotropem Graphit.
Die 23 zeigt eine gegossene gleichförmige Mikrostruktur eines Scharnier-Gusskörpers, hergestellt aus einer Ti-6Al-4V-Legierung in einer Form aus isotropem Graphit.
Die 24A und 24B zeigen Photographien, entwickelt durch optische metallographische Standardtechniken, die die Mikrostrukturen des Ti-6Al-4V-Scharnier-Gusskörpers in der Nähe der Grenzfläche zwischen Graphitform und Metall zeigen.
Die 25 zeigt das Mikrohärteprofil als Funktion der Tiefe in der Nähe der äußeren Oberfläche des Ti-6Al-4V-Scharnier-Gusskörpers, hergestellt in einer Form aus isotropem Graphit.
Die 26 zeigt eine Seitenansicht eines Probekörpers des Beispiels 9 für den cyclischen Spannungs-Dehnungs-Ermüdungs-Test.
Die 27A zeigt eine Seitenansicht eines Probekörpers 100 des Beispiels 10 für den cyclischen Spannungs-Dehnungs-Ermüdungs-Test.
27B zeigt eine vergrößerte Ansicht eines Teils des Probekörpers 110 der 27A für den cyclischen Spannungs-Dehnungs-Ermüdungs-Test.
VI. Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
A. Graphit
Der Graphit in der Form ist ein ultrafein gekörnter Graphit mit hoher Dichte und sehr hoher Reinheit (enthaltend vernachlässigbare Spurenelemente). Die Form ist auf dem Weg eines isostatischen Verpressens hergestellt. Schüttdichte zwischen 1,65 und 1,9 g/cm³ (vorzugsweise >1,77 g/cm³), kleine Porosität von <15% (vorzugsweise <13%), hohe Biegefestigkeit zwischen 5500 und 20.000 psi (vorzugsweise >7000 psi), hohe Druckfestigkeit von >9000 psi (vorzugsweise zwischen 12.000 und 35.000 psi). Die feinen isotropen Körner haben Teilchengrößen von 3 bis 40 Mikron (vorzugsweise >10 Mikron). Die obigen Eigenschaften sind einige der Charakteristiken von istostatisch verpresstem Graphit, die dieses Material zur Verwendung für Formen zum Gießen von Superlegierungen geeignet machen. Die weiteren wichtigen Eigenschaften des Graphitmaterials sind eine hohe thermische Schockbeständigkeit, eine hohe Verschleißbeständigkeit und eine hohe Beständigkeit gegenüber Chemikalien sowie eine minimale Benetzung durch flüssiges Metall. Es ist gefunden worden, dass ein extrudierter Graphit mit einer niedrigeren Dichte (<1,72 g/cm³), einer niedrigeren Biegefestigkeit (<3000 psi), einer hohen Porosität (>20%), einer niedrigeren Druckfestigkeit (<8000 psi) und mit groben Körnern (>200 Mikron) für Formen zum Gießen von Eisen-, Nickel- und Kobalt-Superlegierungen weniger gut geeignet ist.
Die Dichte ist das Verhältnis der Masse zu dem Volumen des Materials mit Einschluss der offenen und der geschlossenen Poren. Die Dichte wird gemäß der ASTM-Norm C-838 gemessen.
Die Druckeigenschaften beschreiben das Verhalten eines Materials, wenn es einer Drucklast ausgesetzt wird. Die Belastung erfolgt mit relativ kleiner und gleichförmiger Geschwindigkeit. Die Druckfestigkeit und der Modul sind die zwei Größen, die am meisten ermittelt werden.
Die Druckfestigkeit ist eine Spannung, erforderlich, um einen endgültigen Bruch unter einer Druckbelastung zu bewirken. Die Test-Verfahrensweisen entsprechen der ASTM-Norm C-695. Der Probekörper wird zwischen Druckplatten parallel zu der Oberfläche platziert. Der Probekörper wird dann mit gleichförmiger Geschwindigkeit komprimiert. Die maximale Last wird entsprechend den Spannungs-Dehnungs-Werten aufgezeichnet. Ein Extensometer, das an die Vorderseite der Befestigungseinrichtung angeheftet ist, wird zur Bestimmung des Moduls eingesetzt.
Die Probekörper können entweder Blöcke oder Zylinder sein. Die typischen Blöcke haben die Abmessungen 12,7 × 12,7 × 25,4 mm (1/2 × 1/2 × 1 in) und die Zylinder haben einen Durchmesser von 12,7 mm (1/2 in) und eine Länge von 25,4 mm (1 in).
Die Druckfestigkeit und der Modul sind zwei verwertbare errechenbare Größen. Druckfestigkeit = maximale Drucklast/minimale Querschnittsfläche Druckmodul = Veränderung der Spannung/Veränderung der Dehnung.
Die Biegefestigkeit des Graphits ist die maximale Spannung, der der Probekörper beim Biegetest vor dem Zerbrechen widersteht. Graphit wird typischerweise unter Verwendung einer Vierpunkt-Belastung gemäß der ASTM-Norm C651 getestet.
Der Biegemodul wird als Indikation der Steifheit des Materials bei der Biegung verwendet. Üblicherweise liegt der Probekörper auf einem stützenden Träger und die Last wird an die Mitte durch einen Belastungsvorsprung angelegt, wodurch eine Dreipunkt-Biegung mit spezifizierter Rate erzeugt wird.
Die Parameter für diesen Test sind der stützende Träger, die Geschwindigkeit der Beladung und die maximale Deflektion des Tests. Die für diesen Test verwendeten Probekörper können eine Vielzahl von Gestalten haben, wobei jedoch die am meisten verwendeten Abmessungen 3,2 mm × 12,7 mm × 64 mm (0,125'' × 0,5'' × 2,5'') sind, um die Biegefestigkeit, die Biegespannung bei speziellen Dehnungen und den Biegemodul zu messen.
Die scheinbare Porosität ist das Verhältnis des Volumens der offenen Poren zu dem scheinbaren gesamten Volumen des Materials, ausgedrückt als prozentualer Wert. Dies entspricht der ASTM-Norm C-830.
Referenzen bezüglich isotropem Graphit schließen die U.S. Patentschriften Nrn. 4 226 900 von Carlson, et al., die 5 525 276 von Okuyama et al. und die 5 705 139 von Stiller, et al., ein.
Der isotrope Graphit, der auf dem Wege über das isostatische Verpressen hergestellt worden ist, hat feine Körner (3-40 Mikron), während extrudierter Graphit aus relativ groben Kohlenstoffteilchen produziert wird, was zu groben Körnern (400-1200 Mikron) führt. Der isotrope Graphit hat eine erheblich höhere Festigkeit und Strukturintegrität als extrudierter Graphit aufgrund des Vorliegens von Körnern mit extremer Feinheit, mit höherer Dichte und mit niedrigerer Porosität sowie der Abwesenheit von „locker gebundenen" Kohlenstoffteilchen. Extrudierter Graphit hat eine höhere thermische Leitfähigkeit aufgrund einer anisotropen Kornstruktur, die während der Extrusion gebildet wird.
Eine weitere Premiumsorte von Graphit, die für die Verwendung von permanenten Formen zum Gießen von verschiedenen Superlegierungen und von Titan- und Titanaluminid-Legierungen mit hoher Qualität verwendet werden kann, ist mit Kupfer imprägnierter „isostatischer" Graphit mit der Bezeichnung R8650C von der Firma SGL Graphite Company. Dieser Graphit hat eine ausgezeichnete Dichte, eine mikrofeine Korngröße und der kann zu einem extrem glatten Finish bearbeitet/geschliffen werden.
Eine weitere Graphitsorte, die zur Verwendung von permanenten Formen zum Gießen von verschiedenen Superlegierungen von Titan, Titanlegierungen und Titanaluminiden, Nickelaluminiden geeignet ist, ist ein isotroper feinkörniger Graphit, hergestellt durch Vibrationsverformen.
Die Formen, die erfindungsgemäß für die Durchführung von Experimenten verwendet wurden, waren aus isostatisch gepresstem isotropem Graphit sowie extrudiertem anisotropem Graphit hergestellt worden. Der bei diesen Experimenten verwendete Graphit wurde von der Firma SGL Carbon Group hergestellt.
Isotroper feinkörniger Graphit ist ein synthetisches Material, das durch die folgenden Stufen hergestellt wird:

(1) Feinkörniger Koks, extrahiert aus Minen, wird zu feinen Teilchen pulverisiert, von ascheartigen Materialien abgetrennt und durch Flotationstechniken gereinigt. Die pulverisierten feinen Teilchen von Koks werden mit Bindemitteln (Teer) vermischt und homogenisiert.
(2) Das Gemisch wird zu grünen Kompaktkörpern isostatisch bei Raumtemperatur verpresst.
(3) Die grünen Kompaktkörper werden bei 1200°C gebrannt, wodurch eine Carbonisierung und Verdichtung bewirkt wird. Das Bindemittel wird in Kohlenstoff umgewandelt. Der Brennprozess verbindet die ursprünglichen Kohleteilchen miteinander (ähnlich wie ein Sinterungsprozess von Metallpulvern) zu einer festen Masse.
(4) Der verdichtete Kohlenstoffteil wird dann bei 2600°C graphitisiert. Die Graphitisierung stellt eine Bildung eines geordneten Graphitgitters aus Kohlenstoff dar. Der Kohlenstoff von dem Bindemittel um die Korngrenzen herum wird gleichfalls in Graphit umgewandelt. Das Endprodukt ist nahezu 100%iger Graphit (der Kohlenstoff des Bindemittels ist während der Graphitisierung ganz in Graphit umgewandelt worden).

Die mittlere Teilchengröße des als Ausgangsmaterial verwendeten pulverisierten Kokspulvers zur Herstellung von grünen Kompaktkörpern bei dem oben genannten Verfahren bestimmt die Endeigenschaften, wie die Dichte, die Porosität, die Druckfestigkeit und die Biegefestigkeit des isotropen Graphits. Je feiner die mittlere Teilchengröße der Ausgangs-Kokspulver ist, desto höher ist die Dichte, die Druckfestigkeit und die Biegefestigkeit des Endprodukts, d.h. des isotropen Graphits.
Der Bereich der mittleren Teilchengröße der Ausgangs-Kokspulver bei dem Verfah ren zur Herstellung von isotropem Graphit beträgt zwischen 3 bis 40 Mikron.
Der isotrope Graphit, der aus den Kokspulvern hergestellt worden ist, mit der oben angegeben Teilchengröße unterhalb einer Grenze, d.h. von 3 Mikron, besitzt eine Kombination von hoher Dichte (~ 1,91 g/cm³), hoher Biegefestigkeit (~ 20.000 psi), hoher Druckfestigkeit (~ 35.000 psi) und niedriger Porosität (~ 10%). Die Produktion von isotropem Graphit aus Kokspulvern, die eine Teilchengröße unterhalb von 3 Mikron haben, ist in für die Praxis nicht geeigneter Weise Kosten-ineffektiv.
Der isotrope Graphit, hergestellt aus den Kokspulvern mit einer Teilchengröße der oben angegebenen oberen Grenze, d.h. von 3 Mikron, besitzt eine Kombination von niedriger Dichte (~ 1,65 g/cm³), niedriger Biegefestigkeit (~ 5.500 psi), niedriger Druckfestigkeit (~ 12.000 psi) und hoher Porosität (~ 15%). Isotroper Graphit, hergestellt aus Kokspulvern mit ei ner Teilchengröße oberhalb von 40 Mikron, weist nicht genügend attraktive Eigenschaften auf, die die hohen Kosten des Herstellungsverfahrens rechtfertigen würden.
Extrudierter anisotroper Graphit wird gemäß den folgenden Stufen hergestellt:

(1) Grobkörniger Koks (pulverisiert und gereinigt) wird mit Pech vermischt und zu grünen Kompaktkörpern warm extrudiert.
(2) Die grünen Kompaktkörper werden bei 1200°C gebrannt (Carbonisierung und Verdichtung). Das Bindemittel (Pech) wird carbonisiert.
(3) Der gebrannte Kompaktkörper wird zu Produkten graphitisiert, die hoch porös und strukturell schwach sind. Sie werden mit Pech imprägniert, um die Poren zu füllen und die Festigkeit zu verbessern.
(4) Der imprägnierte Graphit wird erneut bei 1200°C gebrannt, um das Pech zu carbonisieren.
(5) Das Endprodukt (extrudierter Graphit) enthält ~ 90-95% Graphit und ~ 5-10% locker gebundenen Kohlenstoff.

Die typischen physikalischen Eigenschaften von isotropem Graphit, hergestellt durch isostatisches Pressen, und von anisotropem Graphit, hergestellt durch Extrusion von Graphit, sind in den Tabellen 1 und 2 zusammengestellt.
Graphit, hergestellt durch isostatisches Verpressen oder durch Vibrationsverformen weist feine isotrope Körner (3-40 Mikron) auf, während durch Extrusion von relativ groben Kohlenstoffteilchen hergestellter Graphit grobe anisotrope Körner aufweist (400-1200 Mikron).
Der isotrope Grahit hat eine erheblich höhere Festigkeit und strukturelle Integrität als anisotroper Graphit, was auf die Abwesenheit von „locker gebundenen Kohlenstoffteilchen", auf feinere Körner, auf höhere Dichte und höhere Porosität zurückzuführen ist.
Der extrudierte Graphit hat eine höhere thermische Leitfähigkeit aufgrund einer während der Extrusion gebildeten anisotropen Kornstruktur.
Wenn flüssiges Metall in die Form aus extrudiertem Graphit eingegossen wird, dann ist die Formwand/Schmelz-Grenzfläche Scher- und Druckkräften unterworfen, die ein Brechen des Graphits an der Grenzfläche bewirken. Die Graphitteilchen und die „locker gebundene Kohlenstoffmasse", die von der Wand abgefallen ist, werden in der heißen Schmelze absorbiert und diese Materialien beginnen, sich mit Oxidteilchen in der Schmelze umzusetzen und bilden Gasbläschen aus Kohlendioxid. Diese Gasbläschen wachsen zusammen und werden als Porosität in den verfestigten Gusskörpern eingefangen.
Aufgrund einer hohen Grundfestigkeit und der Abwesenheit von „locker gebundener" Kohlenstoffmasse ist der isotrope Graphit gegenüber einer Erosion und einem Bruch aufgrund einer Scherwirkung des flüssigen Metalls besser beständig als extrudierter Graphit, so dass Gusskörper, hergestellt in Formen aus isotropem Graphit, weniger Gießfehler und eine geringere Porosität im Vergleich zu Gusskörpern, hergestellt in extrudiertem Graphit, zeigen.
Eine weitere Premiumsorte von Graphit, die für die Verwendung als permanente Formen für das Vergießen von verschiedenen Superlegierungen von Titan- und Titanaluminid-Legierungen mit hoher Qualität geeignet ist, ist mit Kupfer-imprägnierter „isostatischer Graphit" mit der Bezeichnung R8650C von der Firma SGL Graphite Company. Dieses Material hat eine ausgezeichnete Dichte, eine mikrofeine Korngröße und es kann zu einem extrem glatten Finish bearbeitet/geschliffen werden.
Weiterhin können gemäß der vorliegenden Erfindung Formen aus isotropem Graphit mit hoch verschleißbeständigen Überzügen von SiC (Siliciumcarbid) beschichtet werden, wobei ein chemisches Dampfabscheidungs(CVD)-Verfahren angewendet wird. Solche CVD-beschichteten Graphitformen haben eine erhöhte Lebensdauer der Form und sie verbessern in signifikanter Weise die Qualität der in solchen Formen hergestellten Gusskörper. So kann beispielsweise das SiC mindestens den Teil der Form, der den Hohlraum der Form definiert, bedecken.
B. Legierungen
Es gibt eine Vielzahl von Superlegierungen. Superlegierungen auf Nickelbasis enthalten 10-20% Cr, bis zu etwa 8% Al und/oder Ti, und ein oder mehrere Elemente in kleinen Mengen (insgesamt 0,1-12%), wie B, C und/oder Zr, sowie kleine Mengen (insgesamt 0,1-12%) ei nes oder mehrerer Legierungselemente, wie Mo, Nb, W, Ta, Co, Re, Hf und Fe. Es können ^auch mehrere Spurenelemente, wie Mn, Si, P, S, O und N, enthalten sein, die durch gute Schmelzpraktiken kontrolliert werden müssen. Es können auch unvermeidbare verunreinigende Elemente vorhanden sein, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% und insgesamt kleiner als 0,15% ist. Wenn nichts anderes angegeben ist, dann sind alle hierin in % angegebenen Zusammensetzungen Gew.-%.
Superlegierungen auf Kobaltbasis sind weniger komplex als Superlegierungen auf Nickelbasis und sie enthalten typischerweise 10-30% Cr, 5-25% Ni und 2-15% W und kleine Mengen (insgesamt 0,1-12%) von einem oder von mehreren anderen Elementen wie Al, Ti, Nb, Mo, Fe, C, Hf, Ta und Zr. Es können auch unvermeidbare verunreinigende Elemente vorhanden sein, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Superlegierungen auf Nickelbasis enthalten 25-40% Ni, 37-64% Fe, 10-15% Cr, 0,5-3% Al und/oder Ti und kleine Mengen (insgesamt 0,1-12%) von einem oder mehreren Elementen, wie B, C, Mo, Nb und W. Es können auch unvermeidbare verunreinigende Elemente vorhanden sein, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Die Erfindung ist auch zur Verwendung bei Edelstahllegierungen auf der Basis von Fe geeignet, die in erster Linie 10-30% Cr und 5-25% Ni und kleine Mengen (0,1-12%) eines oder mehrerer anderer Elemente, wie Mo, Ta, W, Ti, Al, Hf Zr, Re, C, B und V etc., und unvermeidbare verunreinigende Elemente enthalten, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Die Erfindung ist auch zur Verwendung bei Metalllegierungen auf der Basis von Titan einsetzbar. Solche Legierungen enthalten im Allgemeinen mindestens etwa 50% Ti und mindestens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, V, Cr, Mo, Sn, Si, Zr, Cu, C, B, Fe und Mo, sowie unvermeidbare verunreinigende Elemente, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Geeignete Metalllegierungen schließen auch Legierungen auf der Basis von Titan und Aluminium ein, die als Titanaluminide bekannt sind und die typischerweise 50-85% Titan, 15-36% Al und mindestens ein weiteres Element aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Nb, V, Mo, Si, und Zr, sowie unvermeidbare verunreinigende Elemente enthalten, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% ist und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Die Erfindung ist auch vorteilhaft zur Verwendung bei Metalllegierungen auf der Basis von mindestens 50% Zirkon, die mindestens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, V, Mo, Sn, Si, Ti, Hf, Cu, C, Fe und Mo, und unvermeidbare verunreinigende Elemente enthalten, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente jeweils kleiner als 0,05% ist und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
Die Erfindung ist auch zur Verwendung bei Metalllegierungen auf der Basis von Nickel und Aluminium einsetzbar, die üblicherweise als Nickelaluminide bekannt sind. Diese Legierungen enthalten mindestens 50% Nickel, 20-40% Al und gegebenenfalls mindestens ein weiteres Element aus der Gruppe, bestehend aus V, Si, Zr, Cu, C, Fe und Mo, und unvermeidbare verunreinigende Elemente, wobei der Anteil der verunreinigenden Elemente kleiner als 0,05% ist und insgesamt kleiner als 0,15% ist.
C. Einsatz der Form
Die Legierung wird durch ein beliebiges herkömmliches Verfahren aufgeschmolzen, das ein gleichförmiges Aufschmelzen ergibt und die Legierung weder oxidiert noch in sonstiger Art und Weise beeinträchtigt. Beispielsweise ist ein bevorzugtes Erhitzungsverfahren das Vakuuminduktionsschmelzen. Das Vakuuminduktionsschmelzen ist ein bekanntes Schmelzverfahren für Legierungen und es wird beispielsweise in den folgenden Druckschriften beschrieben:
D.P. Moon et al., ASTM-Datenreihen DS 7-Si, 1-350 (1953)
M.C. Hebeisen et al., NASA SP-5095, 31-42 (1971)
R. Schlaffer, „Vacuum Induction Melting Technology of High Temperatur Alloys", Proceedings of the AIME Electric Furnace Conference, Toronto (1971).
Beispiele für weitere geeignete Erhitzungsverfahren schließen die "Plasmavakuumbogen-Wiederaufschmelztechnik" und das Induktions-Skullschmelzen ein.
Vorzugsweise werden die Formen in der Formkammer des Vakuumofens vor dem Eingießen der Schmelze in die Formen erhitzt gehalten (200-800°C). Dieses Erhitzen ist besonders für das Gießen von komplexen Gestalten von Wichtigkeit. Die Formen können auch bei Umgebungstemperatur zum Gießen von einfachen Gestalten gehalten werden. Typische bevorzugte Bereiche für das Erhitzen der Formen sind zwischen 150 und 800°C, zwischen 200 und 800°C, zwischen 150 und 450°C und zwischen 250 und 450°C.
Die jeweiligen Eisen-, Nickel- und Kobalt-Superlegierungen werden im Vakuum durch eine Induktionsschmelz-Technik aufgeschmolzen und das flüssige Metall wird unter einem vollen oder unter einem partialen Vakuum in die erhitzte oder nicht-erhitzte Graphitform eingegossen. In einigen Fällen des partialen Vakuums wird das flüssige Metall unter einem partialen Druck eines inerten Gases eingegossen. Dann erfolgt das Verformen unter einem vollen oder partialen Vakuum.
Die Graphitform mit hoher Festigkeit und mit hoher thermischer Leitfähigkeit gestattet eine rasche Abkühlung der Schmelze, die in die Form eingegossen worden ist. Die hohe Reinheit und die hohe Dichte des Materials der Form erhöht die Nicht-Reaktivität der Oberfläche der Form gegenüber der flüssigen Schmelze während einer schnellen Verfestigung. Als Konsequenz erzeugt das erfindungsgemäße Verfahren einen Gusskörper mit einer qualitativ hochwertigen und sehr glatten Oberfläche im Vergleich zu einem entsprechenden Gusskörper, hergestellt bei einem Gießverfahren mit einer Präzisions-Keramikform. Die Formen aus isotropem Graphit zeigen nur eine geringe Reaktion mit den geschmolzenen Superlegierungen und sie erleiden einen minimalen Verschleiß und eine minimale Erosion nach dem Gebrauch. Sie können daher wiederholt mehrfach eingesetzt werden, um Gusskörper aus Superlegierungen mit hoher Qualität herzustellen. Demgegenüber werden die herkömmlichen Präzisions-Gießformen nur einmal zur Herstellung von Gusskörpern aus Superlegierungen, Edelstahl-, Titan- und Titanaluminidlegierungen eingesetzt. Die vorliegende Erfindung ist insbesondere sehr gut dazu geeignet, hoch legierte Superlegierungen auf Nickel-, Kobalt und Eisenbasis, Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen herzustellen, die durch andere Verfahren, wie ein Schmieden oder eine maschinelle Bearbeitung schwierig herstellbar sind. Solche Legierungen können erfindungsgemäß als nahezu netzförmige oder netzförmige Komponenten hergestellt werden, wodurch nachfolgende Bearbeitungsvorgänge minimiert werden.
Weiterhin führen die feinkörnigen Strukturen der Gusskörper, die aus hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten der Schmelze hervorgerufen werden, zu verbesserten mechanischen Eigenschaften, wie einer hohen Zugfestigkeit und einer überlegenen Niederzyklus-Ermüdungsfestigkeit.
Erfindungsgemäß werden Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen in einem mit Wasser gekühlten Tiegel aus Kupfer oder aus Yttriumoxid Induktions-geschmolzen und in isotrope Graphitformen mit hoher Dichte, hoher Festigkeit und ultrafeiner Körnung eingegossen, die in situ auf Temperaturen zwischen 150°C und 800°C erhitzt worden sind. Weiterhin können Titanlegierungen in einem mit Wasser gekühlten Kupfertiegel durch die „Plasmavakuumbogen-Wiederschmelz"-Technik geschmolzen werden. Die Gusskörper werden mit einer qualitativ hochwertigen Oberfläche und mit Dimensionstoleranzen sowie frei von Gießdefekten und Verunreinigungen erzeugt. Die Anwendung des erfindungsgemäßen Gießverfahrens eliminiert die Notwendigkeit eines chemischen Polierens, um die verunreinigte Oberflächenschicht des Gusskörpers zu eliminieren, die üblicherweise in Titan-Gusskörpern vorliegt, die durch ein herkömmliches Präzisionsgussverfahren hergestellt worden sind. Da sich die isotropen Graphitformen nicht mit der Titanschmelze umsetzen und keine Anzeichen für Erosionserscheinungen und Beschädigungen zeigen, können die Formen wiederholt mehrfach eingesetzt werden, wodurch die Produktionskosten erniedrigt werden.
Superlegierungen, Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen, Zirkonlegierungen und Nickelaluminidlegierungen, die durch das erfindungsgemäße Verfahren zu Gusskörpern verarbeitet werden, finden Anwendungszwecke als Teile für Düsenmotoren und andere Hochtechnologie-Komponenten, die verbesserte Performanceeigenschaften erfordern.
So kann beispielsweise die vorliegende Erfindung dazu eingesetzt werden, Gusskörper für eine weite Vielzahl von Produkten aus Titanlegierungen herzustellen. Typische Produkte schließen Produkte aus Titanlegierungen für die Raumfahrt, für die Chemie- und die Energieindustrie, für medizinische Prothesen und/oder für Kopfstücke für Golfschläger ein. Typische medizinische Prothesen schließen chirurgische Implantate, z.B. Platten, Stifte und künstliche Ge lenke (z.B. Hüftimplantate oder Kieferimplantate) ein. Die vorliegende Erfindung kann auch dazu eingesetzt werden, um Kopfstücke für Golfschläger herzustellen.
VII. Parameter
Die Druckfestigkeit wird gemäß der ASTM-Norm C gemessen.
Die Biegefestigkeit wird gemäß der ASTM-Norm C 651 gemessen.
Die Reißfestigkeit wird gemäß der ASTM-Norm E8-00 gemessen.
Die 0,2%-Dehngrenze wird gemäß der ASTM-Norm E8-00 gemessen.
Die % Dehnung wird gemäß der ASTM-Norm E8-00 gemessen.
Die % RA (Flächenverringerung) wird gemäß der ASTM-Norm E8-00 gemessen.
Die Bruchlebensdauer wird gemäß der ASTM-Norm E 130 gemessen.
Die thermische Leitfähigkeit wird gemäß der ASTM-Norm C-714 gemessen.
Die Rockwell-Härte wird gemäß der ASTM-Norm D 785 gemessen.
Die Shore-Härte wird gemäß der ASTM-Norm D2240 gemessen.
Der Elastizitätsmodul wird gemäß der ASTM-Norm E-228 gemessen.
Die Porosität wird gemäß der ASTM-Norm C-830 gemessen.
VIII. Beispiele
Beispiel 1
Verschiedene Nickel-, Kobalt- und Eisen-Superlegierungen, die erfolgreich einem Vakuuminduktionsschmelzen unterworfen worden waren und in isotropen Graphitformen als runde und quadratische Stangen mit hoher Integrität und Qualität unter Vakuum gegossen worden waren, sind in Tabelle 3 angegeben.
Typische Gestalten der hergestellten Gusskörper sind wie folgt:

(1) 1 inch Durchmesser × 25 inch lang
(2) 1/2 inch Durchmesser × 25 inch lang
(3) 1/4 inch Durchmesser × 25 inch lang
(4) 4 inch × 4 inch × 14 inch lang
(5) 7 inch Durchmesser × 20 inch lang
(6) stylisierte Turbinenscheibe
(7) Scheibe mit Getriebezahn
(8) Scheibe mit Fichten-Schlitzen um den Umfang herum.

Die in Formen aus isotropem Graphit hergestellten Gusskörper zeigen eine signifikant bessere Qualität und sie weisen weniger Gießdefekte auf als Gusskörper, die in extrudierten Graphitformen hergestellt worden sind.
So zeigten z.B. mehrere der in TABELLE 3 angegebenen Legierungen, wie IN 738, Rene 142, PWA 795 und Pmet 920, beim Vakuumschmelzen und beim Gießen als Stange mit 1 inch Durchmesser × 25 inch Länge in Formen aus isotropem Graphit (R 8500) eine ausgezeichnete Oberflächenqualität und sie waren von Gießfehlern frei. Die gegossenen Stangen hatten eine glatte und glänzende Oberfläche und sie zeigten kein Anzeichen für eine Wechselwirkung zwischen der Schmelze und der Oberfläche der Form. Die Formen zeigten auch keine Verschleißerscheinungen und keine Erosion nach der Entfernung der Gusskörper daraus. Es wurde festgestellt, dass die gleichen Formen wiederholt verwendet werden konnten und sie wurden mehr als fünfzig Mal eingesetzt, um Stangen mit reproduzierbarer Qualität zu erzeugen. Die wiederholte Verwendung der Formen aus isotropem Graphit verringert in signifikanter Weise die Produktionskosten der Gusskörper.
Im Gegensatz dazu wurde festgestellt, dass bei Verwendung von Formen, die aus extrudiertem anisotropem Graphit (d.h. den Sorten HLM und HLR) hergestellt worden waren, die Qualität der gegossenen Stangen (1 inch Durchmesser) aus den in Tabelle 3 angegebenen Legierungen schlecht war. Die Oberflächen der Stangen zeigten Anzeichen für Gussdefekte (Oberflächenunregelmäßigkeiten, Hohlräume, Nadellöcher und Gaslöcher). Es gab Anzeichen für eine gewisse Wechselwirkung der Oberfläche der Form mit der Schmelze, was zu einem Verschleiß der Form führte. Der extrudierte Graphit hatte eine niedrige Dichte und eine niedrige Festigkeit und er wies ein großes Ausmaß von Porosität im Vergleich zu dem isotropen Graphit auf. Daher waren die bearbeiteten Oberflächen der extrudierten Graphitformen weniger glatt und die in solchen Formen hergestellten Gusskörper neigten dazu, eine schlechtere Oberflächenqualität zu haben als solche, die in isotropen Graphitformen hergestellt worden waren. Weiterhin wurde aufgrund einer raschen Erosion der Oberfläche der Form beim Kontakt mit dem geschmolzenen Metall während des Gießvorgangs die extrudierte Form so stark beschädigt, dass, nachdem sie nur wenige Male verwendet worden war, d.h. 2- oder 3-mal, die Qualität der Gusskörper inakzeptabel war.
Der isotrope Graphit wird in verschiedenen Sorten, wie in TABELLE 2 angegeben, erzeugt. Graphit mit höherer Dichte, höherer Festigkeit und kleinerer Korngröße erzeugte gemäß den erfindungsgemäßen Untersuchungen Gusskörper mit besserer Qualität. Die Experimente wurden mit verschiedenen Sorten von Graphitformen durchgeführt. Gusskörper mit der besten Qualität wurden mit einer Graphitform mit der Bezeichnung R8710 hergestellt.
Beispiel 2 - Experimente mit erhitzten Formen
Es wurden mehrere Experimente mit isotropen Graphitformen durchgeführt, die in einer Vakuumkammer auf eine Temperatur oberhalb Umgebungstemperatur vor dem Eingießen der geschmolzenen Legierung in die Formen erhitzt worden waren. Formen, erhitzt auf Tempe raturen zwischen 150°C und 800°C sind am besten dazu geeignet, um Gusskörper mit ausgezeichneter Oberflächenqualität und Integrität zu erzeugen. Wenn die Form nicht erhitzt gehalten wird (d.h. bei Raumtemperatur), dann kann während des Befüllens der Form durch Schwerkraft die geschmolzene Legierung Spritzer/Tröpfchen beim Auftreffen auf die Oberfläche der Form erzeugen, welche in Kontakt mit den kalten Formwänden rasch erstarren können. Die vorzeitig verfestigten Spritzer/Tröpfchen werden in der Oberfläche des Gusskörpers eingebettet und sie erscheinen als Gießdefekte. Wenn die Form erhitzt wird, dann kann die Form mit der Schmelze vor dem Beginn der Verfestigung gefüllt werden. Die während des Einfüllens gebildeten Spritzer kleben nicht an den erhitzten Wänden der Form und wenn die gesamte Form gefüllt worden ist, dann beginnt nur die Verfestigung der Schmelze. Die Oberfläche eines Gusskörpers, der mit erhitzten Formen erhalten worden ist, scheint sehr glatt und von Gießdefekten frei zu sein.
Wenn die Formen auf eine Temperatur oberhalb von 800°C erhitzt werden, dann besteht die Tendenz, dass sich die Schmelze mit dem Graphit umsetzt. Als Ergebnis können die Gusskörper zusätzlichen Kohlenstoff aufnehmen, was für die Eigenschaften der Gusskörper nachteilig ist. Die Form-Schmelzreaktion führt auch zu einer raschen Beschädigung der Oberfläche der Graphitform, so dass als Ergebnis die Form nicht mehr wiederholt zum Einsatz kommen kann.
Vorzugsweise sollte die Form auf eine Temperatur zwischen 250°C und 450°C erhitzt werden.
Beispiel 3 - Gießen von Formstücken
Mehrere Spaltformen wurden aus isotropen Graphitblöcken mit der Bezeichnung R8500 hergestellt und dazu eingesetzt, um Gusskörper mit verschiedenen Gestalten herzustellen. Die Legierung Mar-M-247 (eine Superlegierungen auf Nickelbasis) wurde im Vakuum aufgeschmolzen und erfolgreich in Formen eingegossen, wodurch qualitativ hochwertige einwandfreie Gusskörper erhalten wurden. Typische hergestellte Formstücke waren: eine stylisierte Turbinenscheibe, eine Scheibe mit einem Getriebezahn und eine Scheibe mit Föhrenbaumschlitzen. Die Gusskörper hatten typischerweise jeweils ein Gewicht von 25 bis 35 lbs. Nach der Herstellung jedes Gusskörpers zeigte die Form keinen Verschleiß oder keine Reaktion mit der Form. Es wurde eine Bewertung dahingehend abgegeben, dass die Form für die wiederholte Produktion von ähnlichen Gusskörpern mit konsistenter und reproduzierbarer Qualität geeignet war. Die 1, 2 und 3 zeigen Beispiele von typischen Gusskörpern mit verschiedenen Gestalten, hergestellt aus der Mar-M-247-Legierung unter Verwendung einer erfindungsgemäßen isotropen Graphitform.
Der stylisierte Scheiben-Gusskörper aus der Mar-M-247-Legierung wurde in mehrere Abschnitte zerschnitten. Probekörper für den Zugtest und den Spannungsbruchtest wurden aus runden Stangen hergestellt, die aus diesen Abschnitten nach 16-stündiger Wärmebehandlung bei 870°C erhalten worden waren.
Die Teststangen wurden mit der Zugachse parallel zu der Tangentialrichtung sowie zu der Radialrichtung der Scheibe angeordnet.
Die Stangen für den Zug- und Spannungs-Bruch-Test wurden mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch gemäß den Spezifikationen der ASTM-Norm E8-00 hergestellt.
Die Ergebnisse der Zug- und Spannungs-Bruch-Tests sind in den folgenden Tabellen 4, 5 und 6 zusammengestellt.
Mehrere Legierungen auf Nickel- und Kobaltbasis wurden im Vakuum Induktionsgeschmolzen und in isotrope Graphitformen der Sorte R8500 als Stangen mit einem Durchmesser von 1 inch eingegossen. Die Stangen wurden hitzebehandelt und danach auf die Zugeigenschaften bei Raumtemperatur und erhöhter Temperatur getestet. Die Stangen für den Zugtest wurden mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch gemäß den Spezifikationen der ASTM-Norm E8-00 hergestellt.
Die erhaltenen Ergebnisse sind in TABELLE 7 zusammengestellt.
Die 4, 5, 6 und 7 zeigen Diagramme der Zugeigenschaften als Funktion der Temperaturen der Legierungen IN 939, PWA 795, IN 738 und Rene 142. Die Zusammensetzungen dieser Legierungen sind in Tabelle 3 angegeben.
Die 8 zeigt einen Vergleich der Spannungs-Bruch-Eigenschaften der Mar-M-247-Legierung, hergestellt durch ein Präzisionsgießverfahren mit den entsprechenden Eigenschaften einer Scheibe aus der Legierung Mar-M-247, gegossen in einer isotropen feinkörnigen Graphitform. Die Teststangen für den Spannungsbruch-Test wurden mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch gemäß den Spezifikationen der ASTM E8-00 hergestellt.
Die 9A, 9B, 9C und 9D zeigen Stangendiagramme der Reißfestigkeit (UTS) und der 0,2%-Dehngrenze von Teststangen, aufgenommen entlang der radialen und der tangentialen Richtung einer stilisierten Scheibe aus der Legierung Mar-M-247, gegossen in einer isotropen feinkörnigen Graphitform. In den gleichen Diagrammen werden die Zugeigenschaften einer Präzisions-gegossenen Mar-M-247-Legierung mit equiaxialen Körnern zum Vergleich gezeigt. Die Stangen für den Zugtest wurden mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch gemäß den Spezifikationen der ASTM-Norm E8-00 hergestellt. Die Werte zeigen, dass bei erhöhten Temperaturen (d.h. 1400 bis 1600°F) die Zugeigenschaften von Scheiben aus der Legierung Mar-M-247, gegossen in einer isotropen Graphitform, den entsprechenden Eigenschaften von Präzisions-gegossenen equiaxialen Mar-M-247-Legierungen überlegen sind.
Beispiel 4 - Form-Metall-Wechselwirkung
Ausgewählte Superlegierungen auf der Basis von Nickel, Kobalt und Eisen, die erfolgreich Vakuum-Induktions-geschmolzen waren und im Vakuum in isotropen Graphitformen zu runden und quadratischen Stangen mit hoher Integrität und Qualität, wie in Tabelle 3 angegeben, gegossen worden waren, wurden metallographisch auf irgendwelche Anzeichen einer Reaktion der Schmelze mit der Graphitform untersucht.
Proben der Legierungen Mar-M-247, Mar-M-509, IN 738 und IN 797 (vergleiche die Tabelle 3 für die Zusammensetzungen) wurden metallographisch poliert und angeäzt. Die Mikrostrukturen der Proben im Massenbereich und nahe an der Form-Schmelz-Grenzfläche wurden durch eine Abtastelektronenmikroskopie untersucht. Es wurde beobachtet, dass die Mikrostrukturen des Massenbereichs und nahe an der Form-Schmelz-Grenzfläche identisch waren, wie es in den 10A, 10B, 11A, 11B, 12A, 12B, 13A und 13B gezeigt wird.
Die 10A bzw. 10B zeigt SEM-Bilder der Legierung Mar-M-247 (wie gegossen), gegossen in einer isotropen Graphitform, um die Mikrostruktur eines Massenbereichs und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Grenzfläche zu zeigen.
Die 11A bzw. 11B zeigt SEM-Bilder der Legierung Mar-M-509 (wie gegossen), gegossen in einer isotropen Graphitform, um die Mikrostruktur eines Massenbereichs und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Grenzfläche zu zeigen.
Die 12A bzw. 12B zeigt SEM-Bilder der Legierung IN 738 (wie gegossen), gegossen in einer isotropen Graphitform, um die Mikrostruktur eines Massenbereichs und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Grenzfläche zu zeigen.
Die 13A bzw. 13B zeigt SEM-Bilder der Legierung IN 792 (wie gegossen), gegossen in einer isotropen Graphitform, um die Mikrostruktur eines Massenbereichs und die Mikrostruktur in der Nähe der Form-Schmelz-Grenzfläche zu zeigen.
Diese Ergebnisse zeigen, dass zwischen den geschmolzenen Superlegierungen auf Nickel-, Kobalt- und Eisenbasis und der isotropen feinkörnigen Graphitform keine Reaktion stattgefunden hat.
Beispiel 5 - Form-Metall-Wechselwirkung
Die Legierung IN 939 (vergleiche Tabelle 3 für die Zusammensetzung) wurde erfolgreich einem Vakuum-Induktions-Schmelzen unterworfen und zu runden Stangen mit einem Durchmesser von 1 inch in Graphitformen von drei verschiedenen Sorten wie folgt: R 8500, R 8710 und HLM im Vakuum gegossen.
Die Produkte mit den Bezeichnungen R 8500 und R 8710 stellen isotrope Graphitsorten mit Eigenschaften gemäß der vorliegenden Erfindung, wie in Tabelle 1 angegeben, dar. Das Produkt mit der Bezeichnung HLM ist ein Graphit, hergestellt durch Extrusion, und dieses Produkt weist Eigenschaften außerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung, wie in Tabelle 2 angegeben, auf.
Die Konzentration von Kohlenstoff in den gegossenen runden Stangen wurde von der äußeren Oberfläche bis zu einer Tiefe von 30 Mikron im Inneren unter Verwendung der Sekundären Ionen-Massenspektrometrie(SIMS)-Technik analysiert.
Das Profil der Kohlenstoffkonzentration als Funktion der Tiefe ist in 14 gezeigt. Die Werte von den obersten 3 Mikron der Probekörper sind aufgrund einer Kombination der dynamischen SIMS-Oberfläche und dem Input von einer Oberflächenkonzentration nicht gültig.
Aus den in Tabelle 14 gezeigten Daten wird klar ersichtlich, dass die Konzentration von Kohlenstoff von der Oberfläche in Richtung auf die Innenseite der Probekörper, die in isotropen Graphitformen (R 8710 und R 8500) gegossen worden waren, sich nicht verändert hatte. Dies weist darauf hin, dass keine Reaktion zwischen der geschmolzenen Legierung und den isotropen Graphitformen, wie erfindungsgemäß verwendet, stattgefunden hatte.
Demgegenüber zeigte das Profil der Kohlenstoffkonzentration als Funktion der Tiefe in einem Probekörper, abgenommen von einer Stange, die in eine extrudierte Graphitform (Sorte HLM) gegossen worden war, eine allmähliche Erhöhung in dem Maß wie die Tiefe in Richtung auf die Oberfläche abnahm. Dies zeigt eine Kohlenstoffaufnahme von der extrudierten Graphitform durch die geschmolzene Legierung an.
Beispiel 6 - Titan- und Titanaluminid-Gusskörper
Titanlegierungen und Titanaluminidlegierungen wurden in einem Wasser-gekühlten Kupfertiegel oder in einem Yttriumtiegel durch Induktion aufgeschmolzen und in isotrope Gra phitformen mit hoher Dichte eingegossen, die in situ auf Temperaturen zwischen 150°C und 800°C erhitzt worden waren.
Die Gusskörper wurden mit einer qualitativ hochwertigen Oberfläche und mit Dimensionstoleranzen, frei von Gießfehlern und Verunreinigungen, erzeugt. Die Verwendung des erfindungsgemäßen Gießverfahrens eliminiert die Notwendigkeit einer chemischen Mahlbehandlung zur Reinigung der verunreinigten Oberflächenschicht auf dem Gusskörper, wie sie üblicherweise in Titan-Gusskörpern vorhanden ist, die durch ein herkömmliches Präzisionsgießverfahren hergestellt worden sind. Da die isotropen Graphitformen sich mit der Titanschmelze umsetzten und keine Anzeichen für Erosionen und Beschädigungen zeigten, können die Formen mehrfach wiederholt eingesetzt werden, um die Produktionskosten zu verringern.
Die Tabellen 8 und 9 listen mehrere Titan- und Titanaluminidlegierungen auf, die zu Gusskörpern mit hoher Qualität in isotropen Graphitformen gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitet werden können.
Beispiel 7 - Gusskörper aus einer Titanlegierung
Eine Titanlegierung mit der Zusammensetzung Ti-6Al-4V (Gew.-%) wurde in einem Wasser-gekühlten Tiegel Induktions-geschmolzen und zu Stufenplatten in isotropen feinkörnigen Graphitformen im Vakuum gegossen.
Die Abmessungen der Stufenplatten waren: 7 inch Breite × 20 inch Länge mit mehrfachen Stufen im Bereich von einer Dicke von 2 inch bis 1/8 inch. Die 15 zeigt die Stufenplatten-Gusskörper aus der Ti-6Al-4V-Titanlegierung, hergestellt unter Verwendung von isotropen Graphitformen.
Die 16 zeigt die makrogeätzte Struktur des Stufenplatten-Gusskörpers aus der Legierung Ti-6Al-4V.
Die 17A bzw. 17B zeigt die Mikrostruktur des Massenbereichs der Stufenplatten-Gusskörper aus der Legierung Ti-6Al-4V mit Dicken von 1 inch und 0,75 inch. Die Mikrostrukturen der Gusskörper sind sehr gleichförmig und homogen und sie bestehen aus equiaxialen transformierten beta-Körnern. Die Korngröße nimmt mit der abnehmenden Dicke der Gusskörper ab.
Die 18A bzw. 18B zeigt typische Mikrostrukturen von Stufenplatten-Gusskörpern aus der Legierung Ti-6Al-4V mit Dicken von 1 inch und 0,75 inch in der Nähe der Ränder. Wie aus den Mikrostrukturen ersichtlich wird, erfolgt kein alpha-Casting in der Nähe des Rands, was auf ein Fehlen einer Reaktion zwischen der Titanschmelze und der Graphitform hinweist.
Beispiel 8 - Zugeigenschaften eines Gusskörpers aus einer Titanlegierung
Die Titan-Stufenplatten-Gusskörper des Beispiels 7 wurden heiß isostatisch bei 1600°F 4 Stunden lang verpresst und dann auf verschiedene mechanische Eigenschaften getestet.
Die Tabelle 10 gibt die Zugeigenschaften bei Raumtemperatur von Probekörpern mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch an, abgenommen von einem 0,5 inch dicken Gusskörper aus der Legierung Ti-6Al-4V, hergestellt gemäß der Erfindung, in einer isotropen Graphitform. Die Stangen für den Zugtest wurden mit einem Messdurchmesser von 0,25 inch gemäß den Spezifikationen der ASTM-Norm E8-00 hergestellt. Die Werte auf der Basis von 10 Probekörpern zeigen, dass es sich um sehr gleichförmiges Material mit sehr geringen Streuungen handelt, was darauf hinweist, dass der Gusskörper eine sehr homogene Mikrostruktur aufweist.
Die Tabelle 11 zeigt die Zugeigenschaften bei Raumtemperatur von Probekörpern mit einem Messdurchmesser von 0,385 inch, erhalten erfindungsgemäß aus Gusskörpern aus der Legierung Ti-6Al-4V mit einer Dicke von 1 inch an. Die Tests erfolgten gemäß den Spezifikationen der ASTM-Norm E8-00.
Beispiel 9 - Cyclische Spannungs-Dehnungs-Ermüdungseigenschaften eines Gusskörpers aus einer Titanlegierung
Ein Probekörper für den cyclischen Spannungs-Dehnungs-Ermüdungs-Test wurde aus einem plattenförmigen Gusskörper aus der Legierung Ti-6Al-4V gemäß Beispiel 7 hergestellt. Die 26 zeigt eine Skizze eines Probekörpers für den cyclischen Spannungs-Dehnungs-Ermüdungs-Test. Der Probekörper wurde bei Raumtemperatur unter Verwendung einer dreieckigen Wellenform mit sechs Zyklen pro Minute getestet. Der Probekörper wurde bei einer maximalen Dehnung von 1,5% getestet. Die Dehnung wurde um 1/20 der maximalen Dehnung für zwanzig Stufen verringert. Dann wurde die Dehnung um 1/20 der maximalen Dehnung für zwanzig Stufen erhöht. Diese Verfahrensweise wurde bis zum Versagen des Probekörpers wiederholt. Die cyclische Streckgrenze wurde in diesem Test bestimmt und sie ist in der unten stehenden Tabelle 12 angegeben.
Beispiel 10 - Niederzyklus-Ermüdungseigenschaften eines Gusskörpers aus einer Titanlegierung
Tests zur Bestimmung der Niedrigzyklus-Ermüdung wurden mit Probekörpern, erhalten aus plattenförmigen Gusskörpern aus der Legierung Ti-6Al-4V gemäß Beispiel 7 gemäß der ASTM-Norm E 606-92 (1998) durchgeführt. Die 27A zeigt eine Skizze eines Probekörpers 100 für den Niederzyklus-Ermüdungstest. Die 27B zeigt eine Skizze eines vergrößerten Teils 110 des Probekörpers 100 der 27A. Die Probekörper wurden bei Raumtemperatur unter Anwendung einer dreieckigen Wellenform mit einer Frequenz von 30 Zyklen pro Minute mit einem R-Verhältnis von –1,0 getestet. Probekörper, die 43200 Zyklen (24 Stunden) ohne Plastizität erreichten, wurden zu einer Lastkontrolle bei einer Frequenz von 10Hz umgeschaltet. Das Versagen wurde als der Punkt definiert, bei dem die maximale Spannung auf 50% der maximalen Spannung des 100. Zyklus abgefallen war.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 19 diagrammartig dargestellt.
Beispiel 11 - Geschwindigkeitseigenschaften des Ermüdungsrisswachstums eines Gusskörpers aus einer Titanlegierung
Ein kompakter Zug-Probekörper wurde maschinell aus einem plattenförmigen Gusskörper aus der Legierung Ti-6Al-4V gemäß Beispiel 7 hergestellt. Der Probekörper wurde einer Vor-Rissbildung unterworfen und die Geschwindigkeit des Wachstums von Ermüdungsrissen (FCGR) wurden gemäß den Verfahrensweisen der ASTM-Norm E 647-00 bestimmt. Die Ergebnisse sind diagrammartig in 20 dargestellt.
Beispiel 12 - Herstellung eines geformten Gusskörpers aus einer Titanlegierung
Eine isotrope Graphitform mit zwei gespaltenen Hälften wurde mit einem Formhohlraum maschinell hergestellt, die dazu geeignet war, ein Prototyp-Titanlegierungs-Gussteil, wie ein Scharnier für eine Flugzeugzelle, gemäß der vorliegenden Erfindung zu gießen. Die 21 zeigt die isotrope Graphitform für das Gießen eines Scharniers einer Flugzeugzelle einer Titanlegierung als netzförmigen Teil.
Eine Titanlegierung mit der Zusammensetzung Ti-6Al-4V (Gew.-%) wurde einem Vakuum-Induktions-Schmelzen in einem wassergekühlten Kupfertiegel unterworfen. Die geschmolzene Legierung wurde durch die Schwerkraft in die oben beschriebene isotrope Graphitform eingegossen. Der aus dem Hohlraum der Form herausgenommen Gusskörper zeigte keine Reaktion zwischen der Wand der Form und den Titanlegierungen. Die 22 zeigt den Guss körper des Scharniers für eine Flugzeugzelle, der eine gute Oberflächenqualität und -integrität zeigte.
Die 23 zeigt eine gleichförmige Mikrostruktur des Scharnier-Gusskörpers, hergestellt gemäß dem oben beschriebenen Verfahren in einer isotropen Graphitform. Die 24A und 24B zeigen die Mikrostrukturen, entwickelt durch optische Standard-Metallographie-Techniken des Scharnier-Gusskörpers in der Nähe der Graphitform-Metallgrenzfläche. Die Mikrostrukturen, entwickelt bei zwei verschiedenen Vergrößerungen, zeigten kein Auftreten für ein alpha-Case, der eine harte, mit Sauerstoff angereicherte Schicht ist.
Die 25 zeigt das Mikrohärteprofil des Titanscharnier-Gusskörpers als Funktion der Tiefe in der Nähe der äußeren Oberfläche des Ti-6Al-4V-Scharnier-Gusskörpers, hergestellt in einer isotropen Graphitform. Die Mikrohärte von dem Inneren des Probekörpers, die in Richtung zum Rand (d.h. die Form-Metallgrenzfläche) geht, zeigte keinerlei Veränderungen, was ein Anzeichen für die Abwesenheit eines harten alpha-Case ist, der sich normalerweise aufgrund einer schädlichen Reaktion zwischen herkömmlichen Keramikformen und der Titanschmelze während des Präzisionsgießverfahrens bildet.
Es sollte ersichtlich werden, dass zusätzlich zu den oben beschriebenen Ausführungsformen weitere Ausführungsformen jedenfalls durch die Erfindung umfasst werden. Daher ist die vorliegende Erfindung nicht auf die obige Beschreibung begrenzt, sondern vielmehr durch die angefügten Ansprüche definiert.

Claims

Verfahren zur Herstellung von Gussformen einer metallischen Legierung, umfassend die Stufen Schmelzen der Legierung unter Vakuum oder Inertgas-Partialdruck Gießen der Legierung in eine Form mit einem Hohlraum, wobei die Form aus bearbeitetem Graphit gefertigt ist, wobei der Graphit isostatisch oder vibrationsgeformt worden ist und eine ultrafeine isotrope Körnung mit einer Teilchengröße im Bereich von 3 bis 40 Mikrometer, eine Dichte zwischen 1,65 und 1,9 Gramm/cm³, eine Biegefestigkeit zwischen 5.500 und 20.000 psi, eine Druckfestigkeit zwischen 9.000 und 35.000 psi und eine Porosität kleiner 15% aufweist, Verfestigung der geschmolzenen Legierung zu einem festen Körper, welcher die Form des Formhohlraums annimmt.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form eine Temperatur zwischen 100 und 800°C besitzt, wenn die Legierung in die Form gegossen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form eine Temperatur zwischen 150 und 800°C besitzt, wenn die Legierung in die Form gegossen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form eine Temperatur zwischen 200 und 800°C besitzt, wenn die Legierung in die Form gegossen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form eine Temperatur zwischen 150 und 450°C besitzt, wenn die Legierung in die Form gegossen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form eine Temperatur zwischen 250 und 450°C besitzt, wenn die Legierung in die Form gegossen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung eine Superlegierung auf Nickelbasis, eine Superlegierung auf Nickel-Eisenbasis und eine Superlegierung auf Kobaltbasis ist.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung eine Superlegierung auf Nickelbasis mit 10 bis 20% Cr, bis zu etwa 8% Al und/oder Ti und einem oder mehreren Elementen von insgesamt 0,1 bis 12%, wie B, C und/oder Zr, sowie 0,1 bis 12% insgesamt von einem oder mehreren Legierungselementen wie Mo, Nb, W, Ta, Co, Re, Hf und Fe, und unvermeidlichen Verunreinigungselementen, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05% und insgesamt weniger als 0,15 betragen, ist.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung eine Superlegierung auf Kobaltbasis ist mit 10 bis 30% Cr, 5 bis 25% Ni und 2 bis 15% W und 0,1 bis 12% insgesamt von einem oder mehreren anderen Elementen, wie Al, Ti, No, Mo, Fe, C, Hf, Ta und Zr, und unvermeidlichen Verunreinigungselementen, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15% betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung eine Superlegierung auf Nickel-Eisenbasis ist mit 25 bis 45% Ni, 37 bis 64% Fe, 10 bis 15% Cr, 0,5 bis 3% Al und/oder Ti und 0,1 bis 12% insgesamt von einem oder mehreren Elementen, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus B, C, Mo, Nb und W, sowie unvermeidlichen Verunreinigungselementen, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15% betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung eine Edelstahllegierung auf Eisenbasis ist mit 10 bis 30% Cr und 5 bis 25% Ni und kleine Mengen (0,1 bis 12%) von einem oder mehreren anderen Elementen, wie Mo, Ta, W, Ti, Al, Hf, Zr, Re, C, B und V, und unvermeidlichen Verunreinigungselementen, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15 betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung auf Titan basiert und mindestens etwa 50% Ti und mindestens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, V, Cr, Mo, Sn, Si, Zr, Cu, C, B, Fe und Mo, und unvermeidliche Verunreinigungselemente enthält, wobei die Verunreinigungselemente jeweils weniger als 0,05% und insgesamt weniger als 0,15 betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung Titanaluminid basierend auf Titan und Aluminium ist und 50 bis 85% Titan, 15 bis 36% Al und mindestens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, Nb, V, Mo, Si und Zr, und unvermeidliche Verunreinigungselemente enthält, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15 betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung mindestens 50% Zirkonium und wenigstens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Al, V, Mo, Sn, Si, Ti, Hf, Cu, C, Fe und Mo, und unvermeidliche Verunreinigungselemente enthält, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15 betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die metallische Legierung Nickelaluminid ist, die mindestens 50% Nickel, 20-40% Al und gegebenenfalls mindestens ein weiteres Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus V, Si, Zr, Cu, C, Fe und Mo, und unvermeidliche Verunreinigungselemente enthält, wobei die Verunreinigungselemente weniger als jeweils 0,05 und insgesamt weniger als 0,15 betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Legierung durch eine Methode, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Vakuuminduktionsschmelzen und Plasmabogenumschmelzen geschmolzen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form isotaktisch geformt worden ist.
Verfahren nach Anspruch 17, worin der Graphit der Form eine isotrope Körnung mit einer Korngröße zwischen 3 und 10 Mikrometer aufweist und die Form eine Biegefestigkeit von 7.000 bis 20.000 psi, eine Druckfestigkeit zwischen 12.000 und 35.000 und eine Porosität kleiner 13% aufweist.
Verfahren nach Anspruch 17, worin die Form eine Dichte zwischen 1,77 und 1,9 Gramm/cm³ und eine Druckfestigkeit zwischen 17.000 psi und 35.000 aufweist.
Verfahren nach Anspruch 17, worin die Form kupferimprägniertes Graphit umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form vibrationsgeformt worden ist.
Verfahren nach Anspruch 1, worin die Form einen SiC-Überzug, welcher den Hohlraum definiert, aufweist.