Hintergrund der Erfindung
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Es ist bekannt, daß Superlegierungen auf
Nickelbasis in Umgebungen hoher Leistungsfähigkeit
vielseitig eingesetzt werden. Solche Legierungen wurden
vielseitig in Strahltriebwerken, in landgestützten
Gasturbinen und anderen Maschinen eingesetzt, wo sie eine hohe
Festigkeit und andere physikalisch erwünschte
Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen von 538ºC (1000ºF) oder
mehr beibehalten müssen.
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Viele dieser Legierungen enthalten eine
γ'-Ausscheidung in variierenden Vol.-%. Die γ'-Ausscheidung
trägt zu den Hochleistungs-Eigenschaften solcher
Legierungen bei erhöhten Einsatztemperaturen bei.
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Eine detailliertere Charakterisierung der
Phasenzusammensetzung von γ' ist in "Phase Chemistries in
Precipitation-Strengthening Superalloy" von E.L. Hall,
Y.M. Kouh und K.M. Chang [Proceedings of 41st Annual
Meeting of Electron Microscopy Society of America, August
1983 (Seite 248)] angegeben.
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Die folgenden US-PSn offenbaren verschiedene
Legierungszusammensetzungen auf Nickelbasis: 2,570,193;
2,621,122; 3,046,108; 3,061,426; 3,151,981; 3,166,412;
3,322,534; 3,343,950; 3,575,734; 3,576,681; 4,207,098 und
4,336,312. Die vorgenannten PSn sind repräsentativ für
die vielen Legierungsentwicklungen, über die bisher
berichtet wurde, bei denen viele der gleichen Elemente
kombiniert sind, um deutlich unterschiedliche funktionelle
Beziehungen zwischen den Elementen zu erzielen, wie, daß
Phasen gebildet werden, die das Legierungssystem mit
unterschiedlichen physikalischen und mechanischen
Eigenschaften versehen. Trotz der verfügbaren großen Anzahl
von Daten bezüglich Legierungen auf Nickelbasis ist es
für den Fachmann auf diesem Gebiet noch immer nicht
möglich, mit irgendeinem merklichen Grad von Genauigkeit,
die physikalischen und mechanischen Eigenschaften
vorherzusagen, die durch gewisse Konzentrationen bekannter
Elemente, die zur Bildung solcher Legierungen in Kombination
benutzt werden, hervorgebracht werden, obwohl solche
Kombinationen in weite allgemeine Lehren im Stande der
Technik fallen mögen, insbesondere, wenn die Legierungen
unter Anwendung von Wärmebehandlungen verarbeitet sind, die
sich von früher angewendeten unterscheiden.
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Ein Problem, das bei vielen solcher
Superlegierungen auf Nickelbasis zu einem größeren und größeren
Grade erkannt worden ist, ist, daß sie der Bildung von
Rissen oder beginnender Risse, entweder bei der
Herstellung oder im Gebrauch, unterliegen, und daß die Risse
sich tatsächlich ausbreiten oder wachsen können, während
das Material unter Spannung steht, wie während des
Gebrauches der Legierungen in solchen Strukturen, wie
Gasturbinen und Strahltriebwerken. Die Ausbreitung oder
Vergrößerung von Rissen kann zu einem Bruch des Teiles
oder einem anderen Versagen führen. Die Folge des
Versagens des sich bewegenden mechanischen Teiles aufgrund von
Rißbildung und Rißausbreitung ist gut verstanden. In
Strahltriebwerken kann sie besonders gefährlich sein.
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Es wurde jedoch bis zu kürzlich ausgeführten
Untersuchungen wenig verstanden, daß die Bildung und die
Ausbreitung von Rissen in Strukturen, die aus
Superlegierungen bestehen, keine monolithische Erscheinung ist, bei
der alle Risse nach dem gleichen Mechanismus und mit der
gleichen Geschwindigkeit und gemäß den gleichen Kriterien
gebildet werden und sich ausbreiten. Im Gegensatz ist die
Komplexizität der Rißerzeugung und Rißausbreitung und der
Rißerscheinung allgemein, und die gegenseitige
Abhängigkeit einer solchen Ausbreitung mit der Art und Weise, in
der Spannung ausgeübt wird, ein Gebiet, auf dem wichtige
neue Informationen in den letzten Jahren gesammelt
wurden. Die Variabilität der Wirkung der Dauer bzw. Periode,
während der Spannung auf ein Teil ausgeübt wird, um einen
Riß zu entwickeln oder auszubreiten, der Intensität der
angelegten Spannung, der Rate der Anlegung und Entfernung
von Spannung an das und von dem Teil und des Zeitplanes
dieses Anlegens von Legierung zu Legierung war in der
Industrie nicht gut verstanden, bis eine Untersuchung unter
einem Vertrag mit der National Aeronautics and Space
Administration ausgeführt wurde. Diese Untersuchung wird in
einem technischen Report, der als NASA CR-165 123
bezeichnet ist und von der National Aeronautics and Space
Administration, NASA Lewis Research Center, Vertrag NAS3-
21379 herausgegeben wurde, berichtet.
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Eine Hauptfeststellung der von der NASA
geförderten Untersuchung war, daß die Ausbreitungsrate, die
auf Ermüdungserscheinungen beruht, oder in anderen
Worten, die Rate der Ermüdungsriß-Ausbreitung (FCP) weder
für alle angewendeten Spannungen noch für alle Arten der
Anwendung von Spannung gleichmäßig war. Noch wichtiger
wurde festgestellt, daß die Ermüdungsriß-Ausbreitung
tatsächlich mit der Frequenz der Spannungsanwendung an das
Teil variierte, wo die Spannung in einer Weise angelegt
wurde, um den Riß zu vergrößern. Noch überraschender war
die Feststellung der von der NASA geförderten
Untersuchung,
daß die Anwendung von Spannung geringerer
Frequenzen, als sie früher in Untersuchungen angewendet worden
waren, die Geschwindigkeit der Rißausbreitung tatsächlich
erhöht. In anderen Worten stellte die NASA-Untersuchung
fest, daß es eine Zeitabhängigkeit bei der Ermüdungsriß-
Ausbreitung gibt. Weiter wurde festgestellt, daß die
Zeitabhängigkeit der Ermüdungsriß-Ausbreitung nicht von
der Frequenz allein abhängt, sondern auch von der Zeit,
während der das Teil unter Spannung gehalten wird oder
einer sogenannten Haltezeit.
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Nach der Dokumentation dieses ungewöhnlichen
Grades erhöhter Ermüdungsriß-Ausbreitung bei geringeren
Spannungsfrequenzen gab es eine gewisse Überzeugung in
der Industrie, daß diese neu entdeckte Erscheinung eine
letztendliche Beschränkung der Fähigkeit von
Superlegierungen auf Nickelbasis repräsentieren würde, in
spannungstragenden Teilen der Turbinen und Flugzeugtriebwerke
eingesetzt zu werden, und daß alle Entwürfe dahingehend
auszuführen wären, dieses Problem zu umgehen.
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Es wurde jedoch festgestellt, daß es möglich
ist, Teile aus Superlegierungen auf Nickelbasis zum
Einsatz bei hoher Spannung in Turbinen und Flugzeugturbinen
mit stark verringerten Rißausbreitungsraten und guter
Festigkeit bei hoher Temperatur zu konstruieren.
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Es ist bekannt, daß die beanspruchendsten Sätze
von Eigenschaften für Superlegierungen solche sind, die
im Zusammenhang mit der Konstruktion von
Strahltriebwerken erforderlich sind. Von den Sätzen von Eigenschaften,
die erforderlich sind, sind solche, die für sich
bewegende Teile des Triebwerkes benötigt werden, üblicherweise
höher als sie für statische Teile benötigt werden, obwohl
die Sätze der erforderlichen Eigenschaften für die
verschiedenen Komponenten eines Triebwerkes verschieden
sind.
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Da einige Sätze von Eigenschaften in gegossenen
Legierungsmaterialien nicht erzielbar sind, muß man
manchmal Teile nach Techniken der Pulvermetallurgie
herstellen. Eine der Beschränkungen der Anwendung von
Techniken
der Pulvermetallurgie zur Herstellung sich
bewegender Teile für Strahltriebwerke ist jedoch die Reinheit
des Pulvers. Enthält das Pulver Verunreinigungen, wie
einen Fleck aus Keramik oder Oxid, dann wird die Stelle, wo
der Fleck in dem sich bewegenden Teil vorkommt, ein
latenter Schwachpunkt, wo ein Riß beginnen mag. Ein solcher
Schwachpunkt ist im wesentlichen ein latenter Riß. Die
mögliche Anwesenheit solcher latenter Risse macht die
Probleme der Verringerung und Behinderung der
Rißausbreitungsrate um so wichtiger. Es wurde festgestellt, daß es
möglich ist, die Rißausbreitung sowohl durch die
Kontrolle der Zusammensetzung von Legierungen als auch die
Verfahren zur Herstellung solcher Metall-Legierungen zu
behindern.
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Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine
Superlegierung geschaffen, die durch Techniken der
Pulvermetallurgie hergestellt werden kann. Es wird auch ein
Verfahren zum Behandeln dieser Superlegierung geschaffen,
um Materialien mit einem hervorragenden Kombinationssatz
von Eigenschaften zur Verwendung für moderne
Triebwerksscheiben herzustellen. Die Eigenschaften, die
konventionell für Materialien erforderlich sind, die in Scheiben
eingesetzt werden sollen, schließen eine hohe
Zugfestigkeit und eine hohe Spannungsrißfestigkeit ein. Zusätzlich
hat die Legierung der vorliegenden Erfindung eine er
wünschte Eigenschaft, der zeitabhängigen Rißausbreitung
zu widerstehen. Eine solche Fähigkeit, dem Rißwachstum zu
widerstehen, ist wesentlich für die niederzyklische
Ermüdungs (LCF)-Lebensdauer der Komponente.
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Mit der Entwicklung von Legierungsprodukten zum
Einsatz in Turbinen und Strahltriebwerken wurde deutlich,
daß unterschiedliche Sätze von Eignschaften für Teile
erforderlich sind, die in unterschiedlichen Bereichen des
Triebwerkes oder der Turbine eingesetzt werden. Für
Strahltriebwerke werden die Materialanforderungen für die
fortgeschritteneren Flugzeugturbinen strikter, da die
Leistungsanforderugen der Flugzeugturbinen erhöht wurden.
Die unterschiedlichen Anforderungen werden zum Beispiel
durch die Tatsache deutlich, daß viele
Schaufellegierungen sehr gute Eigenschaften bei hoher Temperatur in
gegossener Form haben. Die direkte Umwandlung gegossener
Schaufellegierungen in Scheibenlegierungen ist jedoch
sehr unwahrscheinlich, weil Schaufellegierungen eine
unangemessene Festigkeit bei mittleren Temperaturen haben.
Weiter wurde festgestellt, daß die Schaufellegierungen
sehr schwierig zu schmieden sind, und das Schmieden hat
sich als bei der Herstellung von Scheiben aus
Scheibenlegierungen als erwünscht erwiesen. Außerdem wurde die
Rißwachstum-Beständigkeit von Scheibenlegierungen nicht
untersucht. Um daher eine erhöhte Triebwerkswirksamkeit und
eine größere Leistungsfähigkeit zu erzielen, werden
dauernd Forderungen nach Verbesseungen hinsichtlich der
Festigkeits- und Temperatureigenschaften von
Scheibenlegierungen als einer speziellen Gruppe von Legierungen zur
Verwendung in Flugzeugtriebwerken erhoben.
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Bei den Arbeiten, die zur vorliegenden
Erfindung führten, sollte daher eine Scheibenlegierung mit
geringer oder minimaler Zeitabhängigkeit der Ermüdungsriß-
Ausbreitung und außerdem einer hohen Beständigkeit
gegenüber Ermüdungsrissen entwickelt werden. Weiter wurde ein
Ausgleich der Eigenschaften und insbesondere der Zug-,
Kriech- und Ermüdungseigenschaften angestrebt. Weiter
wurde eine Vebesserung eingeführter Legierungssysteme im
Hinblick auf die Behinderung des Rißwachstums angestrebt.
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Die Entwicklung der Zusammensetzungen von
Superlegierungen und von Verfahren zu ihrer Verarbeitung
gemäß dieser Erfindung ist auf die Ermüdungseigenschaft
konzentriert und richtet sich insbesondere auf die
Zeitabhängigkeit des Rißwachstums.
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Das Rißwachstum, d.h. die Rißausbreitungsrate
bzw. -geschwindigkeit in Legierungskörpern hoher
Festigkeit hängt bekanntermaßen sowohl von der angewendeten
Spannung (a) als auch der Rißlänge (a) ab. Diese beiden
Faktoren werden durch die Bruchmechanik zur Bildung einer
einzigen Triebkraft für das Rißwachstum, nämlich dem
Spannungsintensitätsfaktor K, der propörtional α a ist,
kombiniert. Unter Ermüdungsbedingungen kann die
Spannungsintensität in einem Ermüdungszyklus aus zwei
Komponenten bestehen, der zyklischen und der statischen. Die
erstere repräsentiert die maximale Variation der
zyklischen Spannungsintensität (ΔK), d.h. den unterschied
zwischen Kmax und Kmin. Bei mäßigen Temperaturen ist das
Rißwachstum in erster Linie durch die zyklische
Spannungsintensität (ΔK) besimmt, bis die statische
Bruchzähigkeit KIC erreicht ist. Die Rißwachstumsrate wird
mathematisch als da/dN=(ΔK)n ausgedrückt. N repräsentiert
die Anzahl der Zyklen und n ist materialabhängig. Die
zyklische Frequenz und die Gestalt der Wellenform sind
die wichtigen Parameter, die die Rißwachstumsrate
bestimmen. Für eine gegebene zyklische Spannungsintensität kann
eine kleinere zyklische Frequenz zu einer größeren
Rißwachstumdrate führen. Dieses unerwünschte zeitabhängige
Verhalten der Ermudungsriß-Ausbreitung kann in den
meisten existierenden Superlegierungen hoher Festigkeit
auftreten. Um die Komplexizität dieser zeitabhängigen
Erscheinung zu vergrößern, kann der Riß unter einer
statischen Spannung einer gewissen Intensität K, ohne daß
irgendeine zyklische Komponente angelegt wird (d.h. ΔK=0)
wachsen, wenn die Temperatur über einen gewissen Punkt
erhöht wird. Die Aufgabe des Designers ist es, den Wert
von da/dN so gering und so wenig zeitabhängig als möglich
zu machen. Komponenten der Spannungsintensität können in
einem gewissen Temperaturbereich derart miteinander in
Wechselwirkung treten, daß das Rißwachstum eine Funktion
sowohl der zyklischen als auch statischen
Spannungsintensitäten, d.h. sowohl ΔK als auch K, wird.
Kurze Beschreibung der Erfindung
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Es ist demgemäß eine Aufgabe der vorliegenden
Erfindung, Produkte aus Superlegierung auf Nickelbasis zu
schaffen, die rißbeständiger sind.
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Eine andere Aufgabe ist es, ein Verfahren zur
Verringerung der Neigung bekannter und eingeführter
Superlegierungen auf Nickelbasis zu reißen, zu schaffen.
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Eine andere Aufgabe ist die Schaffung von
Gegenständen zum Einsatz unter hoher zyklischer Spannung,
die beständiger gegen Ermüdungsriß-Ausbreitung sind.
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Eine andere Aufgabe ist die Schaffung einer
Zusammensetzung und eines Verfahrens, die es
Superlegierungen auf Nickelbasis gestatten, eine Beständigkeit
gegen Reißen unter Spannung zu haben, die zyklisch über
einen Bereich von Frequenzen angewendet wird.
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Eine andere Aufgabe ist die Schaffung einer
Legierung, die beständig ist gegen Ermüdungsriß-Ausbreitung
bei erhöhten Temperaturen von 649ºC (1200ºF), 760ºC
(1400ºF) und bei höheren Temperaturen.
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Andere Aufgaben werden teilweise deutlich und
sind teilweise in der folgenden Beschreibung angegeben.
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In ihrem breitesten Aspekt können die Aufgaben
der Erfindung durch Schaffung der folgenden
Zusammensetzung gelöst werden:
Konzentration in Gew.-%
Beanspruchte Zusammensetzung
Bestandteil
von
Rest
Kurze Beschreibung der Zeichnung
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In der folgenden Beschreibung wird auf die
beigefügte Zeichnung Bezug genommen, in der zeigen:
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Figur 1 eine graphische Darstellung, in der das
Emüdungsriß-Wachstum in um (Zoll) pro Zyklus in einem
logarithmischen Maßstab gegen die Zugfestigkeit in MPa
(ksi) aufgetragen ist,
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Figur 2 eine graphische Darstellung ähnlich der
von Figur 1, bei der auf der Abszisse jedoch der
Chromgehalt in Gew.-% aufgetragen ist,
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Figur 3 ist eine graphische Darstellung des
Logarithmus der Rißwachstumsrate gegenüber der Haltezeit in
Sekunden für eine zyklische Anwendung von Spannung auf
eine Testprobe,
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Figur 4 eine graphische Darstellung, bei der
die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen, da/dN, in um
(Zoll) pro Zyklus in einem logarithmischen Maßstab gegen
die Kühlrate in ºC (ºF) pro Minute in einem
logarithmischen Maßstab aufgetragen ist,
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Figur 5 eine graphische Darstellung, bei der
die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen, da/dN, in um
(Zoll) in einem logarithmischen Maßstab gegen die
Kühlrate in ºC (ºF) pro Minute in einem logarithmischen
Maßstab aufgetragen ist,
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Figur 6 eine graphische Darstellung, bei der
die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen, da/dN, in um
(Zoll) pro Zyklus in einem logarithmischen Maßstab gegen
die zyklische Periode in einem logarithmischen Maßstab
aufgetragen ist,
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Figur 7 eine graphische Darstellung, bei der
die Wachstumsrate von Ermüdungsrissen, da/dN, in um
(Zoll) pro Zyklus in einem logarithmischen Maßstab gegen
die zyklische Periode in einem logarithmischen Maßstab
aufgetragen ist,
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Figur 8 eine graphische Darstellung, bei der
die Streckgrenze in MPa (ksi) gegen die Testtemperatur
aufgetragen ist,
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Figur 9 eine graphische Darstellung, bei der
die Zugfestigkeit in MPa (ksi) gegen die Testtemperatur
aufgetragen ist,
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Figur 10 eine graphische Darstellung, bei der
die Streckgrenze und die Zugfestigkeit in MPa (ksi) gegen
die Abkühlrate in ºC (ºF) in einem logarithmischen
Maßstab aufgetragen sind,
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Figur 11 eine graphische Darstellung, bei der
die Streckgrenze und die Zugfestigkeit in MPa (ksi) gegen
die Abkühlrate in ºC (ºF) in einem logarithmischen
Maßstab aufgetragen sind und
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Figur 12 eine graphische Darstellung, bei der
die Streckgrenze und die Zugfestigkeit in MPa (ksi) gegen
die Abkühlrate in ºC (ºF) in einem logarithmischen
Maßstab aufgetragen sind.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
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Es wurde durch Untersuchen der derzeitigen
kommerziellen Legierungen, die in Strukturen eingesetzt
werden, die hohe Festigkeit bei hoher Temperatur erfordern,
festgestellt, daß die konventionellen Superlegierungen in
ein Muster fallen. Dieses Muster beruht auf dem Auftragen
der im Endbericht NASA CR-165 123 veröffentlichten Daten,
auf den oben Bezug genommen wurde, in einer vom
vorliegenden Erfinder entworfenen Weise. Dabei wurden die Daten
des NASA-Berichtes von 1980 mit den Parametern in einer
Anordnung aufgetragen, wie sie in Figur 1 angegeben ist.
Es ergibt sich eine allgemein diagonal ausgerichtete
Reihe von Datenpunkten, wie sich bei einer Untersuchung der
Figur 1 der Zeichnung ergibt.
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In Figur 1 ist die Rißwachstumsrate in um
(Zoll) pro Zyklus gegen die Zugfestigkeit in MPa (ksi)
aufgetragen. Die in der graphischen Darstellung durch
+-Zeichen markierten einzelnen Legierungen, die die
jeweiligen Rißwachstumsraten in um (Zoll) pro Zyklus
identifizieren, sind charakteristisch für die Legierung bei
einer Zugfestigkeit in MPa (ksi), die entsprechend
ebenfalls charakteristisch für die bezeichnete Legierung ist.
Wie festgestellt werden wird, zeigt eine Linie, die als
"900 Sekunden Aufenthaltszeit"-Linie bezeichnet ist, die
charakteristische Beziehung zwischen der Rißwachstumsrate
und der Zugfestigkeit für diese konventionellen und gut
bekannten Legierungen. Der Datenpunkt für die
IN-100-Legierung,
die eine gut bekannte kommerzielle Legierung
ist, erscheint in Figur 1 auf der linken Seite der Linie
für die 900 Sekunden Aufenthaltszeit und unterhalb des
Mittelpunktes der Linie.
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Ähnliche Punkte, die solchen der angegebenen
+-Zeichen entsprechen, sind am Boden der graphischen
Darstellung für Tests der Rißausbreitungs-Geschwindigkeit
gezeigt, die bei 0,33 Hz oder, in anderen Worten, bei
einer höheren Frequenz, ausgeführt wurden. Ein
rautenförmiger Datenpukt erscheint in dem Bereich längs der mit 0,33
Hz bezeichneten Linie für jede angegebene Legierung, die
im oberen Teil der graphischen Darstellung gezeigt ist.
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Aus Figur 1 wurde deutlich, daß es keine
Legierungszusammensetzung gibt, die Koordinaten hat, die in
die Figur 1 fallen, die bei einer langen Aufenthaltszeit
trotzdem in die untere rechte Ecke der graphischen
Darstellung fiel. Da alle Datenpunkte für die längere
Aufenthaltszeit beim Testen des Rißwachstums in den Bereich
entlang der diagonalen Linie der graphischen Darstellung
fielen, schien es möglich, daß irgendeine
Legierungszusammensetzung, die so gebildet war, daß sie eine hohe
Festigkeit bei hoher Temperatur aufwies, wie für den
Gebrauch von Superlegierungen erforderlich, irgendwo längs
der diagonalen Linie der graphischen Darstellung liegen
würde. In anderen Worten schien es möglich, daß keine
Legierungszusammensetzung gefunden werden könnte, die bei
langen Aufenthaltszeiten, gemäß den in Figur 1
aufgetragenen Parametern, sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch
eine geringe Rißwachstumsrate haben würde.
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Es wurde jedoch festgestellt, daß es möglich
ist, eine Legierung herzustellen, deren Zusammensetzung
es erlaubt, die einzigartige Kombination hoher
Zugfestigkeit und geringer Rißwachstumsrate zu erzielen.
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Eine der Schlußfolgerungen, die auf einer
vorläufigen Basis gezogen wurden, war, daß es einen gewissen
Einfluß der Chromkonzentration auf die Rißwachstumsrate
der verschiedenen Legierungen geben könnte. Aus diesem
Grunde wurde der Chromgehalt in Gew.-% -gegen die
Rißwachstumsrate
aufgetragen, und die Ergebnisse dieser
graphischen Darstellung sind in Figur 2 gezeigt. Wie in
dieser Figur ersichtlich, variiert der Chromgehalt zwischen
etwa 9 bis 19%, und die entsprechenden Messungen der
Rißwachstumsrate zeigen an, daß im allgemein mit steigendem
Chromgehalt die Rißwachstumsrate abnimmt. Auf der
Grundlage dieser graphischen Darstellung schien es, daß es
sehr schwierig oder unmöglich sein könnte, eine
Legierungszusammensetzung zu entwerfen, die einen geringen
Chromgehalt aufweist und auch eine geringe
Rißwachstumsrate bei langen Aufenthaltszeiten hat.
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Es wurde jedoch festgetellt, daß es durch
richtiges Legieren der kombinierten Bestandteile einer
Superlegierungszusammensetzung möglich ist, eine
Zusammensetzung ähnlich einer IN-100-Legierung sowohl in der
Zusammensetzung als auch den kritischen Eigenschaften zu
bilden, die sowohl einen geringen Chromgehalt als auch eine
geringe Rißwachstumsrate bei langen Aufenthaltszeiten
hat.
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Eine Art der Beziehung zwischen der Haltezeit
beim Aussetzen einer Testprobe gegenüber Spannung und der
Rate, mit der das Rißwachstum variiert, ist in Figur 3
gezeigt. In dieser Figur ist der Logarithmus der
Rißwachstumsrate als die Ordinate und die Aufenthaltszeit
oder Haltezeit in Sekunden als die Abszisse aufgetragen.
Eine Rißwachstumsrate von 5 x 10&supmin;&sup5; könnte als eine ideale
Rate für zyklische Spannungsintensitätsfaktoren von
172 MPa 2,54 cm (25 ksi Zoll) angesehen werden. Wäre
eine ideale Legierung gebildet worden, dann hätte die
Legierung diese Rate für irgendeine Haltezeit, während der
der Riß oder die Probe Spannung ausgesetzt ist. Eine
solche Erscheinung würde durch die Linie (a) der Figur 3
repräsentiert werden, die anzeigt, daß die Rißwachstumsrate
im wesentlichen unabhängig von der Halte- oder
Aufenthaltszeit ist, während der die Probe Spannung ausgesetzt
ist.
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Im Gegensatz dazu ist eine nicht ideale
Rißwachstumsrate, die der tatsächlichen Erscheinung des
Reißens
besser angepaßt ist, in Figur 3 durch die Linie
gezeigt, die als Linie (b) aufgetragen ist. Für sehr kurze
Haltezeiten von einer Sekunde oder wenigen Sekunden ist
ersichtlich, daß die Ideallinie (a) und die praktische
Linie (b) um einen relativ geringen Betrag voneinander
getrennt sind. Bei diesen hohen Frequenzen oder dem
Aussetzen der Probe gegenüber Spannung für eine kurze
Haltezeit ist die Rißwachstumsrate relativ gering.
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Mit steigender Haltezeit, während der Spannung
auf eine Probe ausgeübt wird, folgen die Ergebnisse, die
für konventionelle Legierungen, wie konventionelle
IN-100, aus Experimenten erhalten werden, einer Linie wie
(b). Es ist daher ersichtlich, daß es mit abnehmender
Frequenz der Spannungsausübung eine Zunahme mit einer
größeren als einer linearen Rate gibt, und daß die
Haltezeit für die Spannungsausübung zunimmt. Bei einer
willkürlich ausgewählten Haltezeit von etwa 500 Sekunden ist
aus Figur 3 ersichtlich, daß eine Rißwachstumsrate um
zwei Größenordnungen von 5 x 10&supmin;&sup5; bis auf 5 x 10&supmin;³
oberhalb der Standardrate von 5 x 10&supmin;&sup5; zunehmen kann.
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Es wäre erwünscht, eine Rißwachstumsrate zu
haben, die unabhängig von der Zeit ist, und dies würde
idealerweise durch den Pfad der Linie (a) repräsentiert
werden, während die Haltezeit zunimmt und die Frequenz der
Spannungsausübung abnimmt.
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Bemerkenswerterweise wurde festgestellt, daß es
durch Ausführung geringer Änderungen in den Bestandteilen
von IN-100-artigen Superlegierungen möglich ist, die
Beständigkeit der modifizierten Legierung gegenüber einem
Rißwachstum bei langer Aufenthaltszeit stark zu
verbessern. In anderen Worten wurde es als möglich
festgestellt, die Rißwachstumsrate durch Legierungsmodifikation
der Legierungen zu vermindern. Eine Zunahme kann ebenso
durch die Behandlung der Legierung erhalten werden. Eine
solche Behandlung ist prinzipiell eine thermische
Behandlung.
Beispiel
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Eine als HK36 bezeichnete Legierung gemäß der
Erfindung wurde hergestellt. Die Zusammenstzung der
Legierung war folgende:
Bestandteil
Konzentration in Gew.-%
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Die Legierung wurde verschiedenen Tests
unterworfen, und die Ergebnisse dieser Tests sind in den
Figuren 4 bis 10 aufgetragen. Hierin sind Legierungen mit
einem Anhang "-SS" versehen, wenn die Daten der Legieung
von einem Material stammen, das "super-solvus" behandelt
wurde, d.h. das Material wurde bei einer Temperatur im
festen Zustand, bei der sich die härtende γ'-Ausscheidung
auflöst und unterhalb des beginnenden Schmelzpunktes
wärmebehandelt. Dies führt üblicherweise zu einer
Kornvergröberung im Material. Die härtende γ'-Phase, die während
der super-solvus-Wärmebehandlung gelöst wird, fällt bei
nachfolgendem Abkühlen und Altern wieder aus. Die Daten
ohne den Anhang "-SS" wurden an Material ermittelt, bei
dem die gesamte Behandlung nach der
Metallpulver-Zerstäubung unterhalb dieser γ'-Lösungstemperatur ausgeführt
wurde. Es wurde festgestellt, daß die Abkühlrate die
Legierungseigenschaften beeinflußt.
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In Figur 4 ist eine graphische Darstellung
gezeigt, bei der die Rate der Rißausbreitung in um (Zoll)
pro Zyklus gegen die Abkühlrate in ºC/min (ºF/min)
aufgetragen ist. Die Proben von R'95 und HK36, die zu einer
feineren Korngröße behandelt wurden, wurden in Luft bei
649ºC (1200ºF) mit einer 500 Sekunden dauernden Haltezeit
beim maximalen Spannungsintensitätfaktor getestet. Wie
deutlich wird, hat HK36 eine bemerkenswert geringere
Rißwachstumsrate als die R'95 über den gesamten getesteten
Bereich von Abkühlgeschwindigkeiten. Es ist zu bemerken,
daß ein Bereich von Abkühlgeschwindigkeiten zur
Herstellung solcher Superlegierungen erwartungsgemäß im Bereich
von 56ºC (100ºF)/min bis 336ºC (600ºF)/min liegt.
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In Figur 5 sind Daten von Material, das zu
einer größeren Korngröße behandelt wurde, R'95-SS und HK36-
SS, für die gleichen Testbedingungen wie in Figur 4
aufgetragen. Bemerkenswerterweise hat HK36-SS nicht nur eine
sehr viel geringere Rißwachstumsrate, sondern die Rate
ist im wesentlichen unabhängig von der
Abkühlgeschwindigkeit nach der Wärmebehandlung bei hoher Temperatur.
Dieser zusätzliche Nutzen der HK36-SS gestattet mehr
Flexibilität bei der Behandlung hergestellter Teile, da
bekannt ist, daß solche Superlegierungen Zug- und
Kriecheigenschaften aufweisen, die sich mit der
Abkühlgeschwindigkeit ändern.
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Der Trend bei Gasturbinen und Strahltriebwerken
ist es, die Betriebstemperatur zu erhöhen und damit die
Metalltemperatur ihrer rotierenden Komponenten, um die
thermische Wirksamkeit zu erhöhen. Figur 6 ist eine
graphische Darstellung, ähnlich der Figur 3, der
Wachstumsrate von Ermüdungsrissen in um (Zoll) pro Zyklus in einem
logarithmischen Maßstab, gegen die zyklische Periode in
Sekunden in einem logarithmischen Maßstab für R'95-SS,
getestet in Luft bei Testtemperaturen von 649ºC (1200ºF),
704ºC (1300ºF) und 760ºC (1400ºF). Bei allen drei
Temperaturen zeigt die R'95-SS eine starke Zeitabhängigkeit,
d.h. die Rate, mit der Ermüdungsrisse wachsen, ist sehr
abhängig von der zyklischen Periode. Figur 7 ist eine
graphische Darstellung von Daten der HK36-SS für die
gleichen Testbedingungen wie in Figur 6.
Bemerkenswerterweise zeigt HK36 selbst bis zu 760ºC (1400ºF) für
Haltezeiten bis zu 3.000 Sekunden keine Zeitabhängigkeit. Es
ist keine andere Legierung bekannt, die eine derartige
Unempfindlichkeit gegenüber dem zeitabhängigen
Ermüdungsrißwachstum bei derart extremen Temperaturen zeigt. Es
ist auch zu bemerken, daß die Daten der Figur 7 von
Proben stammen, die mit 748ºC (1335ºF)/min abgekühlt wurden,
was für jede andere Legierung als HK36-SS eine
außerordentlich starke Abkühlung wäre.
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Aus dem Vorhergehenden wird deutlich, daß die
Erfindung eine Legierung schafft, die eine einzigartige
Kombination von Bestandteilen auf der Grundlage sowohl
der Art der Bestandteile als auch deren relativen
Konzentrationen aufweist. Es ist auch deutlich, daß die
Legierungen, die gemäß der vorliegenden Erfindung
vorgeschlagen werden, eine neue und einzigartige Fähigkeit haben,
das Rißwachstum zu hemmen. Die geringe
Rißausbreitungsrate, da/dN, für die HK36-SS-Legierung, die sich aus
Figur 7 ergibt, ist ein einzigartig neues und
bemerkenswertes Ergebnis. Die da/dN von etwa 0,15 um (0,6 x 10&supmin;&sup5;)
bis 0,5 um (2,0 x 10&supmin;&sup5;), die für Proben gefunden wurde,
die mit etwa 748ºC (1335ºF) pro Minute abgekühlt wurden,
ordnen die Legierung, wenn sie in Figur 1 aufgetragen
wird, in die untere rechte Ecke der graphischen
Darstellung der Figur 1 und unterhalb der dort gezeichneten
0,33 Hz-Linie ein.
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In ähnlicher Weise ordnen die 10% Chrom und die
da/dN den Datenpukt für die HK36-SS-Legierung weit
unterhalb der Linie für die lange Aufenthaltszeit in Figur 2
und näher bei der, aber unterhalb der Linie für die
Ermüdungsrißrate für den 0,33 Hz-Test an. Dies ist recht
überraschend, da die Bestandteile dieser Legierung sich
nur wenig von den Bestandteilen unterscheiden, die in der
IN 100-Legierung gefunden werden, obwohl dieser geringe
Unterschied in kritischer Weise wichtig ist, dramatische
Unterschiede und insbesondere Verringerungen in den
Rißausbreitungsraten bei Ermüdungstests mit langem Zyklus zu
ergeben. Es ist dieser geringe Unterschied in den
Bestandteilen und Anteilen, der zu den überraschend und
unerwartet geringen Ausbreitungsraten von Ermüdungsrissen
führt, gekoppelt mit einem hoch erwünschten Satz von
Festigkeits-
und anderen Eigenschaften, wie sich aus den
graphischen Darstellungen der Figuren der vorliegenden
Anmeldung ergeben.
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Die anderen Eigenschaften der vorliegenden
Legierung werden unter Bezugnahme auf die Figur 8, 9, 10,
11 und 12 beschrieben.
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Die Figuren 8 und 9 zeigen die Streckgrenze
bzw. die Zugfestigkeit für HK36 für Material, das sowohl
oberhalb als auch unterhalb der γ'-Lösungstemperatur
behandelt worden ist. Die Wirkung auf die Korngröße ist
gezeigt, um HK36 für geringere Testtemperaturen und HK36-SS
für höhere Testtemperaturen zu begünstigen. Die Figuren
10, 11 und 12 zeigen die Wirkung der
Abkühlgeschwindigkeit auf die Streckgrenze und die Zugfestigkeit von HK36-
SS für Testtemperaturen von 399ºC (750ºF), 649ºC (1200ºF)
und 760ºC (1400ºF). Die Zugeigenschaftwerte sind typisch
für solche Superlegierungen. Die einzigartige und neue
Beständigkeit von HK36-SS gegenüber zeitabhängigem
Ermüdungsrißwachstum gestattet jedoch die Behandlung mit
höheren Abkühlraten, um Nutzen zu ziehen aus den höheren
Festigkeiten, die bei solchen Abkühlraten erzielt werden.
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Hinsichtlich der Hemmung der Ausbreitung von
Ermüdungsrissen sind die vorliegenden Legierungen sehr
viel besser als andere Legierungen, die bei Abkühlraten
von 56ºC (100ºF)/min bis 336ºC (600ºF)/min hergestellt
wurden, was die Raten sind, die für die industrielle
Herstellung der vorliegenden Legierung zu benutzen sind.
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Bemerkenswert für die vorliegende Erfindung ist
die herausragende Verbesserung, die in der Beständigkeit
gegenüber Ermüdungsrißausbreitung mit einer relativ
geringen Änderung in den Bestandteilen der HK36-Legierung,
verglichen mit solchen der IN 100-Legierung, erzielt
wurde.
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Um die geringe Änderung in der
Legierungszusammensetzung zu veranschaulichen, sind die Bestandteile
sowohl von IN 100 als auch HK36 im folgenden aufgeführt.
TABELLE I
Bestandteil
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Aus der obigen Tabelle 1 wird deutlich, daß der
einzige bemerkenswerte Unterschied zwischen der
Zusammensetzung der Legierung IN 100, verglichen mit der
Legierung HK36 der ist, daß die IN 100 eine höhere
Konzentration von Titan, aber kein Tantal oder Niob enthält,
während die HK36 nur etwa die Hälfte des Titans der IN 100
enthält, aber Tantal und Niob in merklichen Mengen.
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In anderen Worten ist die IN
100-Zusammensetzung geändert worden durch Weglassen der 2,45 Gew.-%
Titan und Hinzugeben von 2,70 Gew.-% Tantal und 1,35 Gew.-%
Niob. Es wird als ziemlich bemerkenswert angesehen, daß
diese Änderung der Zusammensetzung eine Beibehaltung oder
Verbesserung der grundlegenden Festigkeitseigenschaften
der IN 100-Legierung bewirken und gleichzeitig die
Ermüdungsrißhemmung der Legierung bei langer Aufenthaltszeit
stark verbessern kann. Dies ist jedoch genau das Ergebnis
der Änderung der Zusammensetzung, wie sich aus den Daten
ergibt, die in den Figuren angegeben und oben ausführlich
diskutiert worden sind.
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Die Änderung der Titan-, Tantal- und
Niob-Zusätze ist verantwortlich für die bemerkenswerten
Änderungen bei der Hemmung der Ermüdungsrißausbreitung.
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Es können andere Änderungen in den
Bestandteilen vorgenommen werden, die solche bemerkenswerte
Änderung der Eigenschaften nicht verursachen, insbesondere
geringere Änderungen einiger Bestandteile. So können zum
Beispiel geringe Zusätze von Rhenium, bis zu 1 Gew.-%, zu
dem Ausmaß vorgenommen werden, daß es die einzigartig
nützliche Kombination von Eigenschaften, die für die
HK36-Legierung gefunden wurden, nicht ändert und
insbesondere nicht beeinträchtigt.
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Während die Legierung in Bezug auf die
Bestandteile und die Prozentsätze der Bestandteile beschrieben
worden ist, die die einzigartig vorteilhaften Anteile
ergeben, insbesondere hinsichtlich der Hemmung der
Rißausbreitung, wird klar sein, daß andere Bestandteile, wie
Yttrium, Rhenium, Hafnium, Zirkonium und Wolfram, in die
Zusammensetzung in Prozentsätzen gemäß den beanspruchten
hinzugegeben werden können, die die neue Hemmung der
Rißausbreitung nicht beeinträchtigen. Ein geringer
Prozentsatz von Yttrium zwischen 0 und 0,1% kann in die
vorliegende Erfindung eingebracht werden, ohne die einzigartige
und wertvolle Kombination von Eigenschaften der
vorliegenden Legierung zu beeinträchtigen.