DE60219026T2

DE60219026T2 - Sinterlegierung auf Ni-Basis

Info

Publication number: DE60219026T2
Application number: DE60219026T
Authority: DE
Inventors: Ikuo 2-chome Takasago-shi OKADA; Kei 2-chome Takasago-shi OHSAWA; Hidetaka 2-chome Takasago-shi OGUMA; Koji 2-chome Takasago-shi TAKAHASHI; Masahiko 2-chome Takasago-shi ONDA; Takeshi 2-chome Takasago-shi SETO
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 2001-07-24
Filing date: 2002-07-23
Publication date: 2007-12-13
Anticipated expiration: 2022-07-24
Also published as: US20050097986A1; WO2003010347A1; CN1464912A; CN1288266C; DE60219026D1; JP4146178B2; US20050005733A1; CA2427384A1; JP2003105458A; EP1411136B1; CA2427384C; US6884275B2; EP1411136A1; EP1411136A4; US7261758B2

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft die Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis, die zur Bildung von Hochtemperaturteilen in Gasturbinen, Flugmotoren und dergleichen, insbesondere zur Bildung einer dynamischen Schaufel oder statischen Schaufel verwendet wird.
Technischer Hintergrund
Es ist einschlägig bekannt, dass eine Gusslegierung oder eine Schmiedelegierung allgemein zur Bildung von dynamischen und statischen Schaufeln, die in Hochtemperaturatmosphären, wie in einer Gasturbine oder einem Flugmotor, verwendet werden, verwendet wird. Jedoch sind diese Legierungen unzureichend im Hinblick auf die Umformbarkeit und die Formbarkeit. Andererseits weist eine Legierung auf Ni-Basis gute Formbarkeitseigenschaften auf, was es möglich macht, ein Teil leicht herzustellen oder wiederherzustellen. Ferner ist eine Gusslegierung auf Ni-Basis, die die Eigenschaften einer Legierung auf Ni-Basis zeigt, hervorragend im Hinblick auf die mechanische Festigkeit bei hohen Temperaturen und sie wird daher in breitem Umfang zur Herstellung von dynamischen und statischen Schaufeln verwendet.
Es ist auch festzustellen, dass bekannte Teile, die aus einer Gusslegierung auf Ni-Basis oder einer Schmiedelegierung auf Ni-Basis hergestellt wurden und in einer Hochtemperaturumgebung verwendet werden, tatsächlich hervorragend im Hinblick auf die mechanische Festigkeit bei hohen Temperaturen sind. Wenn sie jedoch Hochtemperaturatmosphären über einen langen Zeitraum ausgesetzt werden, erfahren die oben angegebenen bekannten Teile eine Schädigung während des Betriebs aufgrund thermischer Ermüdung in dem Teil, das in direkten Kontakt mit einem Gas hoher Temperatur gebracht wird. Wenn die Schädigung beispielsweise bei einer periodischen Inspektion gefunden wird, wird ein Schweißen oder Hartlöten zur lokalen Reparatur des geschädigten Bereichs durchgeführt.
Wenn jedoch ein Schweißen an den Defekten des geschädigten Bereichs durchgeführt wird, werden beispielsweise Schweißrisse erzeugt. Ferner werden, wenn ein Hartlöten an dem geschädigten Bereich durchgeführt wird, die Dauerstandfestigkeit und Wärmeermüdungsfestigkeit unzureichend. Ferner ist, da das Hartlötmaterial von dem Material des zu reparierenden Teils verschieden ist, die Kopplungsfestigkeit an dem Grenzflächenbereich zwischen dem Hartlötmaterial und dem zu reparierenden Bereich schwach. Ferner kommt es, da das Hartlötmaterial von geringer Viskosität ist, zu einem Herausfließen, wenn der reparierte Bereich groß ist. Die Reparatur von Superlegierungsteilen mit einem Gemisch von zwei verschiedenen Legierungen auf Ni-Basis ist aus Jahnke et al. in Thin Solid Films, 110(3), 225-235, bekannt.
Offenbarung der Erfindung
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Ni-Legierungspulvern verschiedener Schmelzpunkte, um ein Schweißen unnötig zu machen und daher die Erzeugung von durch Schweißen verursachten Schweißdefekten zu vermeiden und den Mangel an mechanischer Festigkeit zu überwinden.
Um die oben angegebene Aufgabe zu lösen, ist Anspruch 1 auf ein Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis, die zur Herstellung eines in einer Hochtemperaturgasatmosphäre genutzten Hochtemperaturteils verwendet wird, gerichtet, wobei die Legierung durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die sich voneinander im Hinblick auf den Schmelzpunkt gemäß der Definition in Anspruch 1 unterscheiden, hergestellt wird.
In diesem Fall werden ein Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der höher als die Heiztemperatur bei der Sinterbehandlung ist, und ein Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der niedriger als die Heiztemperatur in der Sinterbehandlung ist, als die in Anspruch 1 angegebenen zwei Arten der Ni-Legierungspulver so verwendet, dass nur das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts allein während des Erhitzens für die Sinterbehandlung schmelzen kann, wodurch das geschmolzene Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zwischenräume zwischen den Teilchen des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts füllen kann und eine gegenseitige Diffusion erreicht wird. Mit anderen Worten wird das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts mit dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts so gemischt, dass es möglich wird, eine Sinterlegierung auf Ni-Basis mit einer hohen mechanischen Festigkeit zu erhalten.
In diesem Fall wird der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts vorzugsweise bei 30–60 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtmenge des Ni-Legierungspulvers, das durch Mischen des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts mit dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts hergestellt wurde, festgelegt. Wenn der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts weniger als 30 Gew.-% beträgt, ist es unmöglich, eine ausreichende Sinterfunktion zu erhalten, da die Menge des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts, das geschmolzen wird, unzureichend ist. Andererseits ist, wenn der oben angegebene Mischungsanteil 60 Gew.-% übersteigt, die Menge des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts, das geschmolzen wird, übermäßig groß. In diesem Fall nimmt der durch den Teil der flüssigen Phase belegte Anteil zu, was dazu führt, dass keine ausreichende mechanische Festigkeit erhalten wird.
Ferner ist es günstig, die Zusammensetzungen des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts und des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts derart festzulegen, dass die Zusammensetzung der nach der Sinterbehandlung gebildeten Sinterlegierung auf Ni-Basis im wesentlichen gleich der Zusammensetzung der Ni-Legierung, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, ist. Wenn die nach der Sinterbehandlung gebildete Sinterlegierung auf Ni-Basis in Bezug auf die Zusammensetzung im wesentlichen gleich dem Basismaterial des Hochtemperaturteils wird, wird die Sinterlegierung auf Ni-Basis kompatibel mit dem Basismaterial des Hochtemperaturteils an der Grenzfläche zwischen der Sinterlegierung auf Ni-Basis und dem Basismaterial des Hochtemperaturteils derart, dass eine Erhöhung der Kopplungsfestigkeit zwischen den beiden möglich wird.
Ferner enthält, wie in Anspruch 1 angegeben ist, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts Ni und Cr als Bestandteile der Legierung und auch mindestens ein Element von Co, W und Ta als zusätzlichen Bestandteil der Legierung und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts Ni, Cr, Co, Ta, Ti, Al und B als Bestandteile der Legierung.
Ferner weist, wie in Anspruch 1 angegeben ist, wenn IN738LC die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni 16 bis 18 Cr – 0 bis 5 Co – 0,0 bis 3,5 W – 0,0 bis 1,0 Ta – 0,0 bis 1,0 Ti – 0,0 bis 1,0 Al – 0,15 bis 0,3 C – 0,01 bis 0,03 B – 0,0 bis 0,1 Zr auf und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni – 8 bis 12 Cr – 16 bis 20 Co – 2,0 bis 3,5 Mo – 1,5 bis 2,5 W – 5 bis 9 Ta, 7,5 bis 10 Ti – 8,5 bis 10,5 Al – 1 bis 3 Nb – 0,5 bis 3,5 B – 0,00 bis 0,35 Zr auf.
Ferner weist, wie in Anspruch 2 angegeben ist, wenn MGA1400 die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni 10 bis 20 Cr – 0 bis 7 Co – 0 bis 2 Mo – 0 bis 9 W – 0,0 bis 0,3 C – 0,00 bis 0,03 B auf und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni 3 bis 13 Cr – 14 bis 24 Co – 1,5 bis 7,5 Mo – 0,5 bis 11 W – 5 bis 9 Ta – 4 bis 9 Ti – 7,5 bis 11,5 Al – 0,00 bis 0,02 C – 0,5 bis 3,5 B auf.
In der beschriebenen Sinterlegierung auf Ni-Basis weist für den Fall, dass IN738LC die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht niedriger als 1300°C auf und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1200°C auf. Ferner weist für den Fall, dass MGA1400 die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht weniger als 1300°C auf und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1250°C auf.
Zur Bildung der einzelnen oben beschriebenen Sinterlegierungen auf Ni-Basis, wird ein Gemisch von dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts und dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts vorzugsweise unter Temperaturen von 1150 bis 1250°C 2 bis 12 h erhitzt. Die oben angegebene Sintertemperatur und Sinterzeit können auch zur Herstellung der Sinterlegierung auf Ni-Basis verwendet werden.
Die vorliegende Erfindung wird nun detaillierter beschrieben.
Kurze Beschreibung der vorliegenden Erfindung
In der vorliegenden Erfindung werden zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die sich im Hinblick auf den Schmelzpunkt voneinander unterscheiden, beispielsweise ein Ni-Legierungspulver mit einem hohen Schmelzpunkt (im folgenden als "Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts" bezeichnet) und ein Ni-Legierungspulver mit einem niedrigen Schmelzpunkt (im folgenden als "Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts" bezeichnet), so gemischt und erhitzt, dass das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts allein oder das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts und ein Teil des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts erschmolzen und an der Reaktion beteiligt werden, wodurch ein Flüssigphasensintern erreicht wird. 1A und 1B zeigen, wie das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts (H) und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts (L) gemischt und erhitzt werden. Vor dem Erhitzen werden die Ni-Legierungspulverteilchen (H) und (L) so gemischt, dass die Ni-Legierungspulverteilchen eines niedrigen Schmelzpunkts (L) in den zwischen den Ni-Legierungspulverteilchen eines hohen Schmelzpunkts (H) gebildeten Zwischenräumen wie in 1A gezeigt, positioniert werden können.
Dann wird das Gemisch von dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts (H) und dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts (L) unter Temperaturen, die höher als der Schmelzpunkt des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts (L) und niedriger als der Schmelzpunkt des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts (H) sind, erhitzt, so dass das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts (L) schmilzt. Infolgedessen füllt das geschmolzene Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts (L) den größten Teil der Zwischenräume zwischen den Ni-Legierungspulverteilchen eines hohen Schmelzpunkts (H) durch das Kapillarphänomen, so dass ein geschmolzener Ni-Legierungsbereich 1 wie in 1B gezeigt, gebildet wird. Daraus folgt, dass es möglich ist, eine Legierung mit hoher mechanischer Festigkeit durch dieses Flüssigphasensintern zu erhalten.
Wenn ein Ni-Legierungspulver, das im folgenden als Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis bezeichnet wird, das durch Mischen eines Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts und eines Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts erhalten wurde, für das Sintern verwendet wird, sollte der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts derart eingestellt werden, dass er in den Bereich von zwischen 30 und 60 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtmenge des Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis fällt. Wenn der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts weniger als 30 Gew.-% beträgt, kann das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts nicht ausreichend diffundiert werden, mit dem Ergebnis, dass das Sintern nicht ausreichend fortschreitet. Wenn andererseits der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts 60 Gew.-% übersteigt, wird der Bereich, der durch den geschmolzenen Ni-Legierungsbereich 1 belegt wird, bezogen auf die zwischen den Ni-Legierungspulverteilchen eines hohen Schmelzpunkts gebildeten Zwischenräume groß, was den Flüssigphasenbereich erhöht. Daraus folgt, dass keine ausreichend hohe mechanische Festigkeit erhalten werden kann.
Eine Ni-Legierung, die mindestens Ni und Cr und ein zusätzliches Element, das aus der Gruppe von Co, W und Ta ausgewählt ist, enthält, wird als das in dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis enthaltene Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts verwendet. Ferner wird eine Ni-Legierung, die mindestens Ni, Cr, Co, W, Tl, Al und B enthält, als das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts verwendet.
Die Zusammensetzung der Legierungskomponenten der einzelnen Ni-Legierungspulver, die in dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis enthalten sind, wird entsprechend den Schmelzpunkten der Legierungskomponenten gesteuert. Ferner wird die oben angegebene Zusammensetzung derart gesteuert, dass jede zugesetzte Legierungskomponente deren Wirkung hervorruft, nachdem das durch das Mischen in einem vorgegebenen Mischungsverhältnis erhaltene Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis der Reaktion unterzogen wurde, und dass eine schädliche spröde Phase, wie eine σ-Phase, nicht erzeugt wird. Ferner wird die Zusammensetzung des Legierungspulvers der einzelnen Ni-Legierungspulver, die in dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis enthalten sind, derart eingestellt, dass das Zusammensetzungsverhältnis der einzelnen Legierungen nach dem Sintern des Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis nahe dem Zusammensetzungsverhältnis der einzelnen Legierungen, das in der als das Basismaterial verwendeten Legierung auf Ni-Basis enthalten ist, wird.
Beim Erhitzen des oben beschriebenen Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis zum Zwecke des Sinterns sollte die Heiztemperatur im Bereich von zwischen 1150°C und 1250°C liegen und die Heizdauer in einem Bereich von zwischen 2 und 12 h liegen. Wenn die Heiztemperatur weniger als 1150°C beträgt, kommt es nicht zu einem ausreichenden Schmelzen des Ni-Legierungspulvers mit niedrigem Schmelzpunkt, mit dem Ergebnis, dass keine flüssige Phase durch das Kapillarphänomen erzeugt wird. Andererseits besteht, wenn die Heiztemperatur 1250°C übersteigt, die Tendenz eines Schmelzens des Basismaterials. Hierbei ist es günstig, eine stufenweise Wärmebehandlung nach der Wärmebehandlung für den Zweck des Sinterns durchzuführen. Um genauer zu sein, wird nach der Sinterbehandlung eine Lösungsbehandlung bei 1120°C ± 10°C während 2 bis 4 h durchgeführt, worauf die weitere Durchführung einer Alterungsbehandlung nach der Sinterbehandlung bei 850°C ± 10°C während 16 bis 24 h folgt.
Bei der oben beschriebenen stufenweisen Wärmebehandlung soll die Lösungsbehandlung nach der Sinterbehandlung ermöglichen, dass die γ'-Phase (intermetallische Verbindung Ni₃Al) in dem Basismaterial, die in dem Kühlprozess, der in der oben angegebenen Wärmebehandlung für das Sintern enthalten ist, ausgeschieden wird, eine feste Lösung bildet. In diesem Fall sollte die Lösungsbehandlung unter der Temperatur von 1120°C durchgeführt werden, um zu verhindern, dass die γ'-Phase eine feste Lösung bildet und dem ursprünglichen Schmelzen unterliegt. Ferner sollte die Lösungsbehandlung 2 bis 4 h lang durchgeführt werden, um zu ermöglichen, dass jede der Legierungskomponenten ausreichend diffundiert. Andererseits soll die Alterungsbehandlung nach der Sinterbehandlung ermöglichen, dass die γ'-Phase gleichförmig ausgeschieden wird. In diesem Fall sollte die Alterungsbehandlung nach der Sinterbehandlung unter der Temperatur von 850°C durchgeführt werden, um zu ermöglichen, dass die γ'-Phase gleichförmig ausgeschieden wird und fein gemacht wird. Ferner sollte die Alterungsbehandlung 16 bis 24 h lang durchgeführt werden, um eine der Legierungszusammensetzung angepasste Ausscheidung zu errei chen.
Nach der Wärmebehandlung für den Zweck des Sinterns oder nach der Wärmebehandlung nach der Sinterbehandlung ist es günstig, wenn der Flächenanteil der Poren in der aus dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis gebildeten Sinterlegierung auf Ni-Basis in einen Bereich von zwischen 0 und 5%, bezogen auf die gesamte Sinterlegierung auf Ni-Basis, fällt. Es ist unvermeidlich, dass Poren während der Sinterbehandlung erzeugt werden. Wenn jedoch der Flächenanteil der Poren 5% übersteigt, werden die mechanische Festigkeit und die Duktilität der Sinterlegierung auf Ni-Basis nachteilig beeinflusst.
Die aus dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis wie oben beschrieben gebildete Sinterlegierung auf Ni-Basis kann beispielsweise zur Masseformung, Beschichtung und lokalen Flickenbildung verwendet werden. Die oben angegebene Masseformung bezeichnet, dass, nachdem das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis in der Form einer Schaufel durch Druckanwendung geformt wurde, das geformte Legierungspulver gesintert wird. Die Beschichtung bezeichnet, dass, nachdem ein dünn gewordener Bereich, der durch beispielsweise Hochtemperaturoxidation verursacht wurde, mit einem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis mittels beispielsweise eines Tiefdruckplasma-Flammsprühverfahrens oder eines Schnellflammsprühverfahrens beschichtet wurde, die Beschichtung zum Zwecke des Sinterns erhitzt wird. Ferner bezeichnet die oben angegebene lokale Flickenbildung, dass, nachdem ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis auf den zu reparierenden Bereich, beispielsweise einen gerissenen Bereich, als Flicken aufgetragen wurde, der Flickenbereich gesintert wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Sinterlegierung auf Ni-Basis durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die sich voneinander im Hinblick auf den Schmelzpunkt derart unterscheiden, dass die Durchführung der Schweißbehandlung unnötig wird, hergestellt. Daraus folgt, dass durch die vorliegende Erfindung die Bildung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis möglich wird, wobei das Auftreten von durch eine Schweißbehandlung verursachten Schweißdefekten vermieden werden kann und auch unzureichende mechanische Festigkeit überwunden werden kann. Auch ist es möglich, die Zusammensetzung der gebildeten Sinterlegierung auf Ni-Basis im wesentlichen gleich der Zusammensetzung des Basismaterials des Hochtemperaturteils zu machen. Daraus folgt, dass das Basismaterial mit der Sinterlegierung auf Ni-Basis an der Grenzfläche zwischen den beiden kompatibel gemacht ist, so dass eine unzureichende Verbindungsfestigkeit nach der Reparatur überwunden werden kann.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Die 1A und 1B zeigen gemeinsam, wie ein Ni-Legierungspulver mit einem hohen Schmelzpunkt und ein weiteres Ni-Legierungspulver mit einem niedrigen Schmelzpunkt, die zur Herstellung der Sinterlegierung auf Ni-Basis der vorliegenden Erfindung verwendet werden, gemischt und nach der Wärmebehandlung verändert werden;
2 ist eine Schrägdarstellung, die eine Turbine zeigt, die aus einer Sinterlegierung auf Ni-Basis in Beispiel 1 gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde;
3A und 3B sind Schrägdarstellungen, die gemeinsam eine Turbine zeigen, die aus einer Sinterlegierung auf Ni-Basis in Beispiel 2 gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde; und
4A und 4B sind Schrägdarstellungen, die gemeinsam eine Turbine zeigen, die aus einer Sinterlegierung auf Ni-Basis in Beispiel 3 gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Beste Art und Weise zur Durchführung der Erfindung
<Erste Ausführungsform>
Eine erste Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben. In dieser Ausführungsform wird IN738LC als das Basismaterial verwendet wird. Das oben angegebene Material IN738LC weist die Zusammensetzung Ni – 15,7 bis 16,3 Cr – 8 bis 9 Co – 1,5 bis 2,0 Mo – 2,4 bis 2,8 W – 1,5 bis 2,0 Ta – 3,2 bis 3,7 Ti – 3,2 bis 3,7 Al – 1,5 bis 2,0 Nb – 0,09 bis 0,13 C – 0,007 bis 0,012 B – 0,03 bis 0,08 Zr auf.
Das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis in der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält ein Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mit einem Schmelzpunkt von nicht niedriger als 1300°C. Das oben angegebene Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts weist beispielsweise die Zusammensetzung Ni – 16 bis 18 Cr – 0 bis 5 Co – 0,0 bis 3,5 W – 0,0 bis 1,0 Ta – 0,0 bis 1,0 Ti – 0,0 bis 1,0 Al – 0,15 bis 0,3 C – 0,01 bis 0,03 B – 0,0 bis 0,1 Zr auf. In diesem Fall rufen die einzelnen, Ni zugesetzten Legierungskomponenten die im folgenden beschriebenen Wirkungen hervor.
Zunächst ist Cr eine Legierungskomponente, die dazu dient, der Legierung Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu verleihen. Cobalt (Co) ermöglicht eine Erhöhung der Obergrenzen der Bereiche der Mengen von Al und Ti, die Legierungskomponenten sind, die zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur durch die Bildung einer γ'-Phase (intermetallische Verbindung Ni₃Al), in der bei hohen Temperaturen eine feste Lösung gebildet wird, wirksam sind. Infolgedessen trägt Co zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur bei. Wolfram (W) ist zur Festigung der festen Lösung wirksam, so dass es zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur beiträgt. Ferner trägt Ta zur Festigung der festen Lösung und zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur durch die durch die γ'-Phase erreichte Festigung der Ausscheidung bei.
Ti und Al tragen jeweils zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur durch die durch die γ'-Phase erreichte Festigung der Ausscheidung bei. Kohlenstoff (C) bildet ein Carbid und festigt daher hauptsächlich die Kristallgrenzen, so dass er zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur beiträgt. Ferner dienen B und Zr jeweils zur Erhöhung der Verbindungskraft an den Korngrenzen, so dass die mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur verbessert wird.
Andererseits enthält das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ein Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts mit einem Schmelzpunkt, der in den Bereich zwischen 1120°C und 1200°C fällt. Das oben angegebene Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts weist eine Zusammensetzung von beispielsweise Ni – 8 bis 12 Cr – 16 bis 20 Co – 2,0 bis 3,5 Mo – 1,5 bis 2,5 W – 5 bis 9 Ta – 7,5 bis 10 Ti – 8,5 bis 10,5 Al – 1 bis 3 Nb – 0,5 bis 3,5 B – 0,00 bis 0,35 Zr auf.
Die durch die Zugabe der einzelnen Legierungskomponenten hervorgerufene Wirkung ist gleich der im Falle des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts. Ferner ruft Mo, das in dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts nicht enthalten ist, die Wirkung einer Festigung der festen Lösung hervor und es trägt zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur wie W bei. Ferner bildet Nb die γ'-Phase zusammen mit Al wie Ti, so dass es zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur beiträgt. Des weiteren enthält das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die zusätzlichen Elemente Co, Mo, Ta, Ti, Al und B in größeren Mengen als die in dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts. Die oben angegebenen zusätzlichen Elemente sollen den Schmelzpunkt des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts senken. Insbesondere ruft B eine hervorstehende Wirkung der Senkung des Schmelzpunkts des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts hervor. Jedoch macht B die Legierung spröde, wenn die Legierung gesintert wird. Daher ist es nötig, die Zugabemenge von B zu verringern.
Wenn das vorher angegebene Masseformen, Beschichten oder lokale Flicken unter Verwendung eines Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis, das durch Mischen einer Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts der oben beschriebenen Zusammensetzung und eines Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts der oben beschriebenen Zusammensetzung derart, dass der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts in einen Bereich zwischen 30 und 60 Gew.-% fällt, hergestellt wurde, durchgeführt wird, wird das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis durch Erhitzen bei 1150°C bis 1250°C während 2 bis 12 h gesintert. Wenn das Basismaterial und die Sinterlegierung auf Ni-Basis nach der Beendigung der Wärmebehandlung zum Zwecke des Sinterns gekühlt werden, ist es möglich, eine stufenweise Wärmebehandlung derart anzuwenden, dass die Wärmebehandlung bei 1120°C ± 10°C 2 bis 4 h durchgeführt wird, worauf eine zusätzliche Wärmebehandlung bei 850°C ± 10°C während 16 bis 24 h durchgeführt wird.
Eine Sinterbehandlung unter Verwendung eines Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben. Hierbei sind die Zahlen und dergleichen der einzelnen Teile, auf die in den Beispielen verwiesen wird, die im folgenden beschrieben sind, nur Beispiele und sie geben nicht speziell den beanspruchten Umfang der vorliegenden Erfindung an.
Beispiel 1
In diesem Beispiel wird das Masseformen mit Bezug auf 2 beschrieben. Zu allererst werden die zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis bilden, aus den Pulvern mit den im folgenden angegebenen Zusammensetzungen gebildet:
Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts: Ni – 10,7 Cr – 17,2 Co – 2,6 Mo – 2,0 W – 5,8 Ta – 8,6 Ti – 8,7 Al – 2,6 Nb – 1,2 B – 0,27 Zr.
Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts: Ni – 17,1 Cr – 3,1 W – 0,19 C.
Ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis wurde durch Mischen von 45 Gew.-% an dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts der oben angegebenen Zusammensetzung und 55 Gew.-% an dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts der oben angegebenen Zusammensetzung in beispielsweise einer Kugelmühle hergestellt. Nach dem Durchführen einer Kompressionsformung des Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis in der Form einer Schaufel wurde das geformte Pulver durch Erhitzen bei 1215°C während 8 h gesintert. Dann wurde eine stufenweise Wärmebehandlung, die Erhitzen bei 1120°C während 2 h und zusätzliches Erhitzen bei 850°C während 24 h, die der Lösungsbehandlung bzw. der Alterungsbehandlung entsprechen, umfasste, an dem gesinterten Formteil durchgeführt, um die me chanische Festigkeit des Formteils zu erhöhen, wodurch eine dynamische Schaufel 11 einer Turbine, die in 2 gezeigt ist, hergestellt wurde.
Gemäß Beispiel 1 wurde die dynamische Schaufel 11 durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Legierungen auf Ni-Basis hergestellt. Daher wurde das zuvor beschriebene Kapillarphänomen zwischen dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts und dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts wie in 1A und 1B angegeben, beigebracht, so dass es möglich wurde, die dynamische Schaufel 11 mit einer ausreichend hohen mechanischen Festigkeit zu erhalten. Ferner wurde eine stufenweise Wärmebehandlung, die aus der Lösungsbehandlung und der Alterungsbehandlung bestand, nach dem Erhitzen für den Zweck des Sinterns so durchgeführt, dass es möglich wurde, die γ'-Phase gleichförmig in dem Basismaterial auszuscheiden, wodurch die mechanische Festigkeit der dynamischen Schaufel 11 weiter erhöht wurde.
Hierbei ist es in Beispiel 1 möglich, des weiteren eine Behandlung bei hoher Temperatur und hohem hydrostatischen Druck (HIP-Behandlung) bei der Durchführung der Sinterbehandlung anzuwenden. In diesem Fall wird die HIP-Behandlung bei 1200°C 4 h unter einem Druck von 1500 kg/cm² durchgeführt. Durch Anwendung der HIP-Behandlung zusammen mit der Sinterbehandlung ist es möglich, die nach der Sinterbehandlung gebildeten Poren zu verringern oder zu beseitigen.
Beispiel 2
In diesen Beispiel wird die Beschichtung unter Bezug auf 3A und 3B beschrieben. 3A zeigt schematisch die Konstruktion einer dynamischen Schaufel vor der Beschichtung und 3B zeigt schematisch die dynamische Schaufel nach der Beschichtung. Das in Beispiel 2 verwendete Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis, das ein Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts und ein Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts umfasste, war von gleicher Zusammensetzung wie das in Beispiel 1 verwendete Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis.
Genauer gesagt, wurde ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis durch Mischen von 45 Gew.-% an einem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts mit einem Teilchendurchmesser von nicht größer als 75 μm und 55 Gew.-% an einem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mit einem Teilchendurchmesser von nicht größer als 150 μm in einer Kugelmühle hergestellt. Dann wurde das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis auf einen dünnen Bereich 12 der dynamischen Schaufel 11, der in 3A angegeben ist, durch beispielsweise ein Niederdruckplasmasprühverfahren derart geblasen, dass die Beschichtung erreicht wurde und anschließend wurde die Beschichtung bei 1215°C 8 h derart erhitzt, dass die Beschichtung gesintert wurde. Nach der Sinterbehandlung wurden eine Wärmebehandlung bei 1120°C während 2 h und eine zusätzliche Wärmebehandlung bei 850°C während 24 h, die der Lösungsbehandlung bzw. der Alterungsbehandlung entsprechen, wie in Beispiel 1 so durchgeführt, dass ein Beschichtungsbereich 13 gebildet wurde, der stark mit dem dünnen Bereich 12 verbunden ist, wie in 3B angegeben ist. Auf diese Weise wurde die dynamische Schaufel 11, die den Beschichtungsbereich 13 umfasste, derart gebildet, dass die dynamische Schaufel 11 wiederhergestellt wurde.
Hierbei ist es in Beispiel 2 möglich, eine HIP-Behandlung bei der Durchführung der Sinterbehandlung bei beispielsweise 1200°C während 4 h unter einem Druck von 1500 kg/cm² wie in Beispiel 1 so anzuwenden, dass die nach der Sinterbehandlung gebildeten Poren verringert oder beseitigt werden.
Beispiel 3
In diesem Beispiel wird eine lokale Flickenbildung unter Bezug auf 4A und 4B beschrieben. 4A zeigt schematisch die dynamische Schaufel vor der lokalen Flickbehandlung und 4B zeigt schematisch die dynamische Schaufel nach der lokalen Flickbehandlung. Ferner war das in Beispiel 3 verwendete Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis, das ein Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts und ein Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts umfasste, von gleicher Zusammensetzung wie das in Beispiel 1 verwendete Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis.
Das Beispiel 3 umfasst den Fall der Reparatur von beispielsweise einem gerissenen Bereich 14 der dynamischen Schaufel 11. Im Falle von Beispiel 3 wird ein peripherer Bereich 15 des gerissenen Bereichs 14, die durch gestrichelte Linien in 4A angegeben sind, zunächst durch Herausschneiden mit beispielsweise einer Schleifvorrichtung entfernt. Dann wird ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis durch Mischen von 45 Gew.-% an einem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts und 55 Gew.-% an einem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts in einer Kugelmühle hergestellt, worauf ein Kneten des erhaltenen Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis durch Verwendung eines organischen Lösemittels (beispielsweise Microbrace 510, das die Handelsbezeichnung eines von Wall Coromoite Inc. hergestellten organischen Lösemittels ist) derart, dass eine tonähnliche Masse erhalten wird, folgt.
In der nächsten Stufe wird das tonartige Gemisch, das das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis enthält, als Flicken so eingebracht, dass eine Masse gebildet wird, die dem zuvor entfernten peripheren Bereich 15 des gerissenen Bereichs ähnelt, worauf die Durchführung einer Sinterbehandlung und der anschließenden Wärmebehandlung unter denen von Beispiel 1 gleichen Bedingungen folgt, wodurch ein dem peripheren Be reich 15 des gerissenen Bereichs entsprechender geflickter Bereich 16, wie in 4B angegeben, gebildet wird. Auf diese Weise wird die dynamische Schaufel 11 mit dem gerissenen Bereich 14 so geformt, dass die dynamische Schaufel 11 wiederhergestellt wird.
Hierbei ist es in Beispiel 3 möglich, eine HIP-Behandlung bei der Durchführung der Sinterbehandlung bei beispielsweise 1200°C während 4 h unter einem Druck von 1500 kg/cm² wie in Beispiel 1 derart anzuwenden, dass die nach der Sinterbehandlung gebildeten Poren verringert oder beseitigt werden.
<Zweite Ausführungsform>
Eine zweite Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben. In der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird MGA1400 als das Basismaterial verwendet. Das Material MGA1400 weist die Zusammensetzung Ni – 13,1 bis 15,0 Cr – 8,5 bis 10,5 Co – 1,0 bis 3,5 Mo – 3,5 bis 4,5 W – 3,0 bis 5,5 Ta – 2,2 bis 3,2 Ti – 3,5 bis 4,5 Al – 0,06 bis 0,12 C – 0,005 bis 0,025 B – 0,01 bis 0,05 Zr auf.
Das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts, das in dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthalten ist, weist einen Schmelzpunkt von nicht niedriger als 1300°C auf. Das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts weist eine Zusammensetzung von beispielsweise Ni – 10 bis 20 Cr – 0 bis 7 Co – 0 bis 2 Mo – 0 bis 9 W – 0 bis 3 Ta – 0,0 bis 0,3 C – 0,00 bis 0,03 B auf. Hierbei ist die Wirkung, die durch die Ni zugesetzten einzelnen Legierungskomponenten hervorgerufen wird, gleich der, die zuvor in Verbindung mit der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben wurde.
Andererseits weist das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts, das in dem Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthalten ist, einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1250°C, insbesondere nicht höher als 1215°C auf. Das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts weist eine Zusammensetzung von beispielsweise Ni – 3 bis 13 Cr – 14 bis 24 Co – 1,5 bis 7,5 Mo – 0,5 bis 11 W – 5 bis 9 Ta – 4 bis 9 Ti – 7,5 – 11 Al – 0,00 bis 0,02 C – 0,5 bis 3,5 B auf. Hierbei ist die Wirkung, die von den Ni zugesetzten einzelnen Legierungskomponenten hervorgerufen wird, gleich der, die zuvor in Verbindung mit der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben wurde.
Wenn das Masseformen, Beschichten oder lokale Flicken, die zuvor angegeben wurden, durch Verwendung eines Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis, das durch Mischen eines Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts der oben beschriebenen Zusammensetzung und eines Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts der oben beschriebenen Zusammensetzung derart, dass es möglich ist, dass der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts in einen Bereich zwischen 30 und 60 Gew.-% fällt, hergestellt wurde, durchgeführt wird, wird das Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis durch Erhitzen bei 1150°C bis 1250°C während 2 bis 12 h gesintert. Wenn das Basismaterial und die Sinterlegierung auf Ni-Basis nach der Durchführung der Wärmebehandlung zum Zwecke des Sinterns gekühlt werden, ist es möglich, eine stufenweise Wärmebehandlung derart durchzuführen, dass die Wärmebehandlung bei 1120°C ± 10°C während 2 bis 4 h durchgeführt wird, worauf eine zusätzliche Wärmebehandlung bei 850°C ± 10°C während 16 bis 24 h folgt.
Die Tabellen 1 und 2 zeigen die Zusammensetzung (Gew.-%) der Sinterlegierung auf Ni-Basis, die gebildet wird, wenn das Basismaterial MGA1400 unter Verwendung eines Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis gesintert wird. Die Tabelle 1 umfasst den Fall, dass das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni – 4,81 Cr – 22,05 Co – 5,29 Mo – 8,94 W – 7,93 Ta – 6,94 Ti – 9,47 Al – 0,02 C – 1,53 B aufweist. Ferner weist das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni – 18,35 Cr – 1,62 Ta – 0,10 C – 0,017 B auf. Ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis, das aus dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts der oben angegebenen Zusammensetzung und dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mit der oben angegebenen Zusammensetzung besteht, wird einer Sinterbehandlung durch Erhitzen bei 1215°C während 8 h unterzogen.
Wenn der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts auf 55 Gew.-%, 50 Gew.-% und 45 Gew.-% eingestellt wird, weisen die gebildeten Sinterlegierungen auf Ni-Basis jeweils die im folgenden angegebenen Zusammensetzungen 1), 2) und 3) auf:

1) Ni – 10,90 Cr – 12,13 Co – 2,91 Mo – 4,92 W – 5,09 Ta – 3,82 Ti – 5,21 Al – 0,06 C – 0,85 B
2) Ni – 11,58 Cr – 11,03 Co – 2,65 Mo – 4,47 W – 4,78 Ta – 3,47 Ti – 4,74 Al – 0,06 C – 0,77 B
3) Ni – 12,26 Cr – 9,92 Co – 2,38 Mo – 4,02 W – 4,46 Ta – 3,12 Ti – 4,26 Al – 0,07 C – 0,70 B.

Die Tabelle 2 umfasst den Fall, dass das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni – 11,71 Cr – 15,09 Co – 2,28 Mo – 1,90 W – 7,98 Ta – 5,72 Ti – 7,89 Al – 0,009 C – 1,96 B aufweist. Ferner weist das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung Ni – 13,21 Cr – 5,01 Co – 0,99 Mo – 7,50 W – 0,13 C auf. Ein Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis, das aus dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts der oben angegebe nen Zusammensetzung und dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mit der oben angegebenen Zusammensetzung besteht, wird einer Sinterbehandlung durch Erhitzen bei 1215°C während 8 h unterzogen.
Wenn der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts auf 55 Gew.-%, 50 Gew.-% und 45 Gew.-% eingestellt wird, weisen die gebildeten Sinterlegierungen auf Ni-Basis jeweils die im folgenden angegebenen Zusammensetzungen 4), 5) und 6) auf:

4) Ni – 12,39 Cr – 10,55 Co – 1,80 Mo – 4,42 W – 4,39 Ta – 3,15 Ti – 4,34 Al – 0,0065 C – 0,08 B
5) Ni – 12,46 Cr – 10,05 Co – 1,64 Mo – 4,7 W – 3,99 Ta – 2,86 Ti – 3.95 Al – 0,072 C – 0,98 B
6) Ni – 12,54 Cr – 9,55 Co – 1,57 Mo – 4,98 W – 3,59 Ta – 2,57 Ti – 3,55 Al – 0,078 C – 0,88 B.

Wie oben beschrieben wurde, ist es im Falle der Verwendung eines Sinterlegierungspulver auf Ni-Basis, das durch Mischen eines Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts und eines Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts, die jeweils die in den Tabellen 1 und 2 angegebene Zusammensetzung aufweisen, hergestellt wurde, möglich, eine Sinterlegierung auf Ni-Basis mit einer Zusammensetzung, die nahe der des Basismaterials MGA1400 ist, durch Sintern des oben angegebenen Sinterlegierungspulvers auf Ni-Basis durch das gleiche Verfahren, das in den einzelnen Beispielen 1 bis 3 gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung verwendet wurde, zu erhalten. Insbesondere ist es möglich, zu erreichen, dass das Zusammensetzungsverhältnis von jeweils dem Beschichtungsbereich 13, der in 3A und 3B angegeben ist, und dem geflickten Bereich 16, der in 4A und 4B angegeben ist, die durch das Beschichtungsverfahren in Beispiel 2 bzw. das lokale Flickverfahren in Beispiel 3 gebildet wurden, gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung nahe dem Zusammensetzungsverhältnis des Basismaterials der dynamischen Schaufel 11 ist, so dass die Kopplungsfestigkeit von sowohl dem Beschichtungsbereich 13 als auch dem geflickten Bereich 16, die oben angegeben sind, erhöht wird.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis, die zur Herstellung eines in einer Hochtemperaturgasatmosphäre genutzten Hochtemperaturteils verwendet wird, wobei die Sinterlegierung auf Ni-Basis durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die sich voneinander im Hinblick auf den Schmelzpunkt unterscheiden, hergestellt wird, wobei die zwei Arten von Ni-Legierungspulven aus einem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der höher als die Heiztemperatur bei der Durchführung einer Sinterbehandlung ist, und einem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der niedriger als die Heiztemperatur bei der Durchführung der Sinterbehandlung ist, bestehen, wobei das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mindestens Ni und Cr als Legierungsbestandteile enthält und ferner mindestens ein zusätzliches Element enthält, das aus der Gruppe von Co, W und Ta ausgewählt ist, das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts mindestens Ni, Cr, Co, Ta, Ti, Al und B als Legierungsbestandteile enthält, und die Menge von Co, Mo, Ta, Ti, Al und B, die zu dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts gegeben wurde, größer als die von Co, Mo, Ta, Ti, Al und B, die zu dem Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts gegeben wurde, ist und IN738LC die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung 16 bis 18 Cr – 0 bis 5 Co – 0,0 bis 3,5 W – 0,0 bis 1,0 Ta – 0,0 bis 1,0 Ti – 0,0 bis 1,0 Al – 0,15 bis 0,3 C – 0,01 bis 0,03 B – 0,0 bis 0,1 Zr und zum Rest Ni aufweist und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung 8 bis 12 Cr – 16 bis 20 Co – 2,0 bis 3,5 Mo – 1,5 bis 2,5 W – 5 bis 9 Ta, 7,5 bis 10 Ti – 8,5 bis 10,5 Al – 1 bis 3 Nb – 0,5 bis 3,5 B – 0,00 bis 0,35 Zr und zum Rest Ni aufweist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis, die zur Herstellung eines in einer Hochtemperaturgasatmosphäre genutzten Hochtemperaturteils verwendet wird, wobei die Sinterlegierung auf Ni-Basis durch Mischen und Erhitzen von zwei Arten von Ni-Legierungspulvern, die sich voneinander im Hinblick auf den Schmelzpunkt unterscheiden, hergestellt wird, wobei die zwei Arten von Ni-Legierungspulven aus einem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der höher als die Heiztemperatur bei der Durchführung einer Sinterbehandlung ist, und einem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts, das einen Schmelzpunkt aufweist, der niedriger als die Heiztemperatur bei der Durchführung der Sinterbehandlung ist, bestehen, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts mindestens Ni und Cr als Legierungsbestandteile enthält und ferner mindestens ein zusätzliches Element enthält, das aus der Gruppe von Co, W und Ta ausgewählt ist, und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts mindestens Ni, Cr, Co, Ta, Ti, Al und B als Legierungsbestandteile enthält, und die Menge von Co, Mo, Ta, Ti, Al und B, die zu dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts gegeben wurde, größer als die von Co, Mo, Ta, Ti, Al und B, die zu dem Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts gegeben wurde, ist und MGA1400 die Legierung auf Ni-Basis bildet, die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendet wird, wobei das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts die Zusammensetzung 10 bis 20 Cr – 0 bis 7 Co – 0 bis 2 Mo – 0 bis 9 W – 0 bis 3 Ta – 0,0 bis 0,3 C – 0,00 bis 0,03 B und zum Rest Ni aufweist und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts die Zusammensetzung 3 bis 13 Cr – 14 bis 24 Co – 1,5 bis 7,5 Mo – 0,5 bis 11 W – 5 bis 9 Ta – 4 bis 9 Ti – 7,5 bis 11,5 Al – 0,00 bis 0,02 C – 0,5 bis 3,5 B und zum Rest Ni aufweist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 1 oder 2, das dadurch gekennzeichnet ist, dass der Mischungsanteil des Ni-Legierungspulvers, das den niedrigen Schmelzpunkt aufweist, in einen Bereich zwischen 30 und 60 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtmenge des Ni-Legierungspulvers, das durch Mischen des Ni-Legierungspulvers, das den hohen Schmelzpunkt aufweist, und des Ni-Legierungspulvers, das den niedrigen Schmelzpunkt aufweist, hergestellt wurde, fällt.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 3, das dadurch gekennzeichnet ist, dass die Zusammensetzung von jeweils dem Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts und dem Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts derart festgelegt wird, dass die Zusammensetzung der nach der Sinterbehandlung gebildeten Sinterlegierung auf Ni-Basis im wesentlichen gleich der der als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendeten Ni-Legierung gemacht wird.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach einem der Ansprüche 1, 3 oder 4, das dadurch ge kennzeichnet ist, dass, wenn IN738LC die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendete Legierung auf Ni-Basis bildet, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht niedriger als 1300°C aufweist und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1200°C aufweist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach einem der Ansprüche 2, 3 oder 4, das dadurch gekennzeichnet ist, dass, wenn MGA1400 die als das Basismaterial des Hochtemperaturteils verwendete Legierung auf Ni-Basis bildet, das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht niedriger als 1300°C aufweist und das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1250°C aufweist.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 6, das dadurch gekennzeichnet ist, dass sowohl das Pulver des Ni-Legierungspulvers eines hohen Schmelzpunkts als auch das des Ni-Legierungspulvers eines niedrigen Schmelzpunkts durch Erhitzen auf 1150 bis 1250°C während 2 bis 12 h zum Zwecke des Sinterns hergestellt wird.
Verfahren zur Herstellung einer Sinterlegierung auf Ni-Basis nach Anspruch 7, das dadurch gekennzeichnet ist, dass nach dem Sintern sowohl das Ni-Legierungspulver eines hohen Schmelzpunkts als auch das Ni-Legierungspulver eines niedrigen Schmelzpunkts 2 bis 4 h auf 1120°C ± 10°C erhitzt und dann 16 bis 24 h einer Wärmebehandlung bei 850°C ± 10°C unterzogen wird.