HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
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Die Erfindung betrifft eine wärmebeständige Legierung
auf Nickelbasis, die als Material zur Herstellung der
stationären Turbinenschaufel einer Gasturbine oder
anderen hohen Temperaturen ausgesetzten Teilen verwendet
werden kann.
2. Beschreibung der Standes der Technik
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Wärmebeständige Legierungen, die bisher als Materialien
für hohen Temperaturen ausgesetzte Teile wie die
stationäre Turbinenschaufel einer Gasturbine verwendet
wurden, umfassen eine Legierung auf Nickelbasis, der
sowohl die Festigung durch Ausfällen einer
intermetallischen Verbindung Ni&sub3;(Al,Ti), d.h. einer γ'-Phase,
sowie eine Festigung durch eine feste Lösung mit Mo, W,
usw. sowie eine durch Ausfällen eines Carbids
gefestigte Legierung auf Co-Basis zugute kommen.
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Eine Legierung auf Nickelbasis läßt sich durch eine
Erhöhung der Ausfällungsmenge der γ'-Phase im allgemeinen
weniger gut schweißen, obwohl ihre Festigkeit bei hohen
Temperaturen verbessert ist. Beispielsweise geht das
aus der Tatsache hervor, daß eine Legierung, in der die
Ausfällungsmenge der γ'-Phase zur Verbesserung der
Hochtemperaturfestigkeit erhöht ist (Japanische
Patentschrift Nr. 6,968/1979) sich sehr schlecht schweißen
läßt, während eine Legierung, in der die
Ausfällungsmenge der γ'-Phase zur Verbesserung ihrer
Schweißbarkeit verringert ist (Japanische os 104,738/1989) über
sehr geringe Hochtemperaturfestigkeit verfügt. Die
Legierung auf Co-Basis, die sich im allgemeinen gut
schweißen läßt, verfügt dagegen über geringe
Hochtemperaturfestigkeit, und es kann keine wesentliche
Verbesserung erwartet werden.
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Wie aus den vorstehenden Ausführungen hervorgeht, muß
aufgrund der beschränkten Hochtemperaturfestigkeit der
Legierung auf Co-Basis die Schweißbarkeit der Legierung
auf Nickelbasis verbessert werden, ohne daß ihre
Hochtemperaturfestigkeit leidet.
Zusammenfassung der Erfindung
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Um die Schweißbarkeit der Legierung auf Nickelbasis
ohne Beeinträchtigung ihrer Hochtemperaturfestigkeit zu
verbessern, sollte der Gehalt der die γ'-Phase
bildenden Elemente wie Al und Ti nicht gesenkt werden,
sondem der Gehalt der anderen Elemente wie W, C und Zr
für den gewünschten Zweck angepaßt werden, um eine
Legierung herzustellen, die beispielsweise zur
Herstellung geschweißter Strukturen verwendet werden kann,
z.B. als stationäre Turbinenschaufel einer Gasturbine
und Apparate mit einer geschweißten Struktur. Die
Leistung einer solchen Legierung ist wie folgt
gekennzeichnet: eine unter 20 kgf/mm² bei 900ºC gemessene
Zeitstandfestigkeit von mindestens 110 Stunden sowie
eine unter Verwendung von 5 x 60 x 100 mm Teststücken,
die unter den Bedingungen eines Schweißstroms von 100
A, einer Schweißspannung von 12 V und einer
Schweißgeschwindigkeit von 1,67 mm/sec per TIG-Schweißen
miteinander verbunden wurden, gemäß einem Varestraint-Test,
in dem die zusätzliche Belastung (Gesamtbelastung) 0,25
oder 0,77 % beträgt, gemessene maximale Rißlänge,.
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Als Ergebnis intensiver Forschungen haben die Erfinder
herausgefunden, daß eine Legierung mit ausgezeichneter
Hochtemperaturfestigkeit und guter Schweißbarkeit
hergestellt werden kann, indem man die
Hochtemperaturfestigkeit durch Zugabe von Cr und Co in einem solchen
Mengenbereich, daß keine schädlichen Phasen wie eine 8-
Phase und eine u-Phase entstehen, sowie außerdem durch
Zugabe von die γ'-Phase bildenden Elementen wie Al, Ti,
Nb und Ta sowie Elementen zur Stärkung der festen
Lösung wie W und Mo erhöht, gleichzeitig aber auch die
Schweißbarkeit durch Zugabe geeigneter Mengen von C, Zr
und B, die dazu neigen, sich in Korngrenzen zu
entmischen, zu stärken. Dies entspricht einer im folgenden
beschriebenen Legierungszusammensetzung. Hergestellt
werden soll eine Legierung auf Nickelbasis, die als
Material für hohen Temperaturen ausgesetzte Teile und in
einem Mitteltreibstoff wie Schweröl zum Einsatz kommen
soll, d.h. über ausgezeichnete Oxidations- und
Korrosionsfestigkeit verfügt. Auf der Grundlage dieser
Erkenntnisse wurde die Erfindung gemacht.
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Insbesondere stellt die Erfindung folgende Materialien
zur Verfügung:
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(1) Eine wärmebeständige Legierung auf Nickelbasis,
die sich sehr gut schweißen läßt und in Gew.-%
0,05 bis 0,25 % C, 18 bis 25 % Cr, 15 bis 25 % Co,
bis zu 3,5 % Mo und 5 bis 10 % W, mit der Maßgabe,
daß eine W-Menge von 5 % ausgeschlossen ist, wobei
der Gehalt an Mo und/oder W bezogen auf 2 + ½ Mo 5
bis 10 % beträgt und eine Menge von 5 % W + ½ Mo
ausgeschlossen ist, 1,0 bis 5,0 % Ti, 1,0 bis 4,
% Al, 0,5 bis 4,5 % Ta, 0,2 bis 3,0 % Nb, 0,005
bis 0,10 % Zr, 0,001 bis 0,01 % B enthält und der
Rest aus Ni und unvermeidlichen
Verunreinigungselementen besteht, wobei der Gehalt an (Al + Ti)
und der Gehalt an (W + ½ Mo) in dem Bereich liegt,
der durch die den Punkt A (Al + Ti: 3 %, W + ½ Mo:
10 %), den Punkt B (Al + Ti: 5 %, W + ½ Mo:
715 %), den Punkt C (Al + Ti: 5 %, W + ½ Mo: 5 %),
den Punkt D (Al + Ti: 7 %, W + ½ Mo: 5 %) und den
Punkt E (Al + Ti: 7 %, W + ½ Mo: 10 %)
verbindenden Linie in dieser Sequenz in Fig. 1 umgeben ist.
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(2) Eine wärmebeständige Legierung auf Nickelbasis,
die sich sehr gut schweißen läßt und in Gew.-%
0,05 bis 0,25 % C, 10 bis 20 % Cr, mit der
Maßgabe, daß eine Cr-Menge von 20 % ausgeschlossen ist,
15 bis 25 % Co, bis zu 3,5 % Mo und 0,5 bis 10 %
W, wobei der Gehalt an Mo und/oder W bezogen auf W
+ ½ Mo 0,5 bis 10 % beträgt, 1,0 bis 5,0 % Ti, 1,0
bis 4,0 % Al, 0,5 bis 4,5 % Ta, 0,2 bis 3,0 % Nb,
0,005 bis 0,10 % Zr, 0,001 bis 0,01 % B enthält
und der Rest aus Ni und unvermeidlichen
Verunreinigungselementen besteht, wobei der Gehalt an (Al
+ Ti) und der Gehalt an (W + ½ Mo) in dem Bereich
liegt, der durch die den Punkt A (Al + Ti: 3 %, W
+ ½ Mo: 10 %), den Punkt B (Al + Ti: 5 %, W + ½
Mo: 7,5 %), den Punkt C (Al + Ti: 5 %, W +½ Mo:
5 %), den Punkt F (Al + Ti: 4 %, W + ½ Mo: 5 %),
den Punkt G (Al + Ti: 4 %, W + ½ Mo: 0,5 %), den
Punkt H (Al + Ti: 7 %, W + ½ Mo: 0,5 %) und den
Punkt E (Al + Ti: 7 %, W + ½ Mo: 10 %)
verbindenden Linie in dieser Sequenz in Fig. 1 umgeben ist.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Umfang der
erfindungsgemäßen Legierung und die Testergebnisse bezüglich
Zeitstandfestigkeit zeigt.
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Fig. 2 ist ein Diagramm, das einen Vergleich der auf
Zeitstandfestigkeit getesteten Legierungen zeigt.
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Fig. 3 ist ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen
der maximalen Varestraint-Rißlänge und der
Zeitstandfestigkeit
zeigt.
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Fig. 4 ist eine Perspektivansicht einer stationären
Turbinenschaufel einer Gasturbine, die unter Verwendung
der erfindungsgemäßen Legierung hergestellt und einem
Schweißbarkeitstest unterzogen wurde.
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Fig. 5 zeigt den geschweißten Teil im
Schweißbarkeitstest.
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Fig. 6A und 6B zeigen die wesentlichen Merkmale des
Varestraint-Tests, der zur Bewertung der Schweißbarkeit
erfindungsgemäßer und zu Vergleichszwecken untersuchter
Legierungen und durchgeführt wurde.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG
DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Die Funktionen der Elemente in der
Legierungszusammensetzung aus der erfindungsgemäßen wärmebeständigen
Legierung auf Nickelbasis werden nun zusammen mit den
Gründen für die Festlegung des Gehalts (nach Gewicht)
der zugesetzten Elemente beschrieben.
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C bildet ein Carbid, das vor allem in
Kristallkorngrenzen und Dentritgrenzen ausfällt, um diese zu stärken.
Wenn der C-Gehalt unter 0,05 % liegt, ist kaum eine
verstärkende Wirkung festzustellen. Liegt er dagegen
über 0,25 %, sinken die Streckbarkeit und die
Zeitstandfestigkeit der Legierung. Besonders bevorzugt wird
es in einer Menge von 0,09 bis 0,23 % eingesetzt.
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Der Cr-Gehalt wird mit 18 bis 25 % in der vorstehend
aufgeführten Nickellegierung (1) auf Nickelbasis des
ersten Typs und 10 bis weniger als 20 % in der
Nickellegierung (2) auf Nickelbasis des zweiten Typs
spezifiziert. Cr ist ein Element, das der Legierung
Oxidationsbeständigkeit
und Korrosionsbeständigkeit bei
hohen Temperaturen verleihen kann. Wenn der Cr-Gehalt
unter der vorstehend spezifizierten Untergrenze liegt,
ist seine Wirkung unzureichend. Übersteigt er dagegen
die festgelegte Obergrenze, besteht die Gefahr, daß
sich eine -Phase bildet, wenn die Legierung über
längere Zeit bei hohen Temperaturen verwendet wird.
Zusätzlich ist festzustellen, daß die Nickellegierung (1)
auf Nickelbasis vor allem im Hinblick auf ihre
Korrosionsbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit zur
Verfügung gestellt wird, während sich die Nickellegierung
(2) auf Nickelbasis vor allem durch ihre
Hochtemperaturfestigkeit auszeichnet.
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Co hat die Funktion, die Grenze der festen Lösung der
die γ'-Phase bildenden Elemente wie Ti und Al in die
Matrix bei hoher Temperatur zu erhöhen. Bei dem
angegebenen Al- und Ti-Gehalt der erfindungsgemäßen Legierung
ist ein Co-Gehalt von mindestens 1510 % erforderlich.
Andererseits darf der Co-Gehalt höchstens 25,0 % nicht
übersteigen, damit keine Gefahr besteht, daß sich die
-Phase bildet.
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Ti ist ein Element, das für die Ausfällung der γ'-Phase
zur Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit der Legierung
erforderlich ist. Wenn der Ti-Gehalt unter 1,0 % liegt,
kann die erwünschte Festigkeit nicht sichergestellt
werden. Andererseits darf sein Gehalt 5,0 % nicht
übersteigen, weil zu viel zugesetztes Ti die Streckbarkeit
und Schweißbarkeit der Legierung beeinträchtigt.
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Al bildet wie Ti die γ'-Phase, um die
Hochtemperaturfestigkeit der Legierung zu erhöhen und der Legierung
gleichzeitig Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen zu verleihen. Der Al-Gehalt muß
mindestens 1,0 % und darf höchstens 4,0 % betragen.
Wenn nämlich zuviel Al zugesetzt wird, werden
Streckbarkeit
und Schweißbarkeit der Legierung
beeinträchtigt. Besonders bevorzugt liegt der (Al + Ti)-Gehalt im
Bereich von 3,0 bis 7,0 %.
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W und Mo haben die Funktion, daß sie die feste Lösung
und eine schwache Ausfällung stärken. Damit tragen sie
dazu bei, der Legierung Hochtemperaturfestigkeit zu
verleihen. Um diese Wirkung sicherzustellen, muß der
(W + ½ Mo)-Gehalt mindestens 0,5 % betragen. Da die
Streckbarkeit der Legierung leidet, wenn zu große
Mengen dieser Elemente zugesetzt werden, werden der
W-Gehalt, der Mo-Gehalt und der (W + ½ Mo)-Gehalt auf
höchstens 10 %, höchstens 3,5 % bzw. höchstens 10 %
festgelegt.
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Ta und Nb tragen durch Stärken der festen Lösung und
Stärken der Ausfällung der γ'-Phase zu einer
Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Diese Wirkung
zeigt sich dann, wenn der Ta-Gehalt mindestens 0,5 %
und der Nb-Gehalt mindestens 0,2 % betragen. Da die
Streckbarkeit der Legierung abnimmt, wenn zu große
Mengen dieser Elemente zugesetzt werden, werden die
Höchstgrenzen für den Ta- und Nb-Gehalt auf 4,5 bzw.
3,0 % festgelegt. Der Ta- und Nb-Gehalt liegt
vorzugsweise im Bereich von 1,0 bis 4,2 bzw. 0,5 bis 1,5 %.
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Zr hat die Wirkung, daß es die Bindungsfestigkeit in
Kristallkorngrenzen erhöht, um die Korngrenzen zu
stärken. Wenn der Zr-Gehalt unter 0,005 % liegt, ist keine
Verbesserung in der Zeitstandfestigkeit festzustellen.
Übersteigt er dagegen 0,10 %, sinkt die Schweißbarkeit
der Legierung beträchtlich. Deshalb sollte er im
Bereich von 0,005 bis 0,10 % und besonders bevorzugt im
Bereich von 0,01 bis 0,10 % liegen.
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B erhöht die Bindungsfestigkeit in Kristallkorngrenzen
wie Zr, um die Korngrenzen zu stärken. Wenn der B-
Gehalt unter 0,001 % liegt, ist keine Verbesserung in
der Zeitstandfestigkeit festzustellen. Übersteigt er
dagegen 0,01 %, sinkt die Schweißbarkeit der Legierung.
Somit wird der B-Gehalt auf den Bereich von 01001 bis
0,01 % festgelegt.
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Innerhalb der durch Linien umgebenen Bereiche in Fig. 1
sind aus folgendem Grund Grenzen festgelegt. Al und Ti
fällen als Faktor bei der Erhöhung der
Hochtemperaturfestigkeit der Legierung auf Nickelbasis die γ'-Phase,
d.h. Ni&sub3;(Al,Ti), aus. Da jedoch die Schweißbarkeit und
die Streckbarkeit der Legierung sinken, wenn zu große
Mengen dieser Elemente zugesetzt werden, wird der (Al +
Ti)-Gehalt auf höchstens 7 % festgelegt. Ist er zu
niedrig, ist kaum eine Erhöhung der
Hochtemperaturfestigkeit der Legierung festzustellen. Somit wird er,
wie in der gleichen Figur gezeigt, auf mindestens 3%
festgelegt. Da der Cr-Gehalt ebenfalls einen Einfluß
auf die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung ausübt,
wird die Untergrenze des (Al + Ti)-Gehaltes unter
Berücksichtigung des Cr-Gehalts auf mindestens 4 %
festgelegt (wie in der gleichen Figur gezeigt). W und Mo
haben die Funktion, daß sie die feste Lösung und die
Carbidausfällung stärken und damit die
Hochtemperaturfestigkeit der Legierung erhöhen. Um diese Wirkung
sicherzustellen, muß der (W + ½ Mo)-Gehalt mindestens
0,5 % betragen. Da andererseits die Zugabe zu großer
Mengen dieser Elemente die Ausfällung schädlicher
Phasen wie der a-Phase fördert und damit die Streckbarkeit
und Festigkeit der Legierung sinkt, wird die Obergrenze
des (W + ½ Mo)-Gehaltes auf 10 % festgesetzt.
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Die folgenden spezifischen Beispiele veranschaulichen
die Erfindung im einzelnen.
Beispiel 1
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Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen (in
Gewichtsprozent) der für die stationäre
Turbinenschaufel einer Gasturbine erfundenen repräsentativen
Legierungen. Tabelle 2 dagegen zeigt die chemischen
Zusammensetzungen der zum Vergleich getesteten herkömmlichen
Legierungen. Jede dieser Zusammensetzungen wurde in
einem Hochfrequenzvakuumofen geschmolzen, um einen 20 kg-
Barren herzustellen. Diese Probe wurde als Hauptbarren
nach einem Wachsausschmelzverfahren präzisionsgegossen
und anschließend wärmebehandelt, und zwar 4 Stunden bei
1.160ºC, 6 Stunden bei 1.000ºC sowie 4 Stunden bei
800ºC. Anschließend wurde er maschinell bearbeitet, um
Teststücke für die Zeitstandfestigkeit von 6,25 mm
Durchmesser x 25 mm in Parallelstückgröße, 5 x 60 x
100 mm Stücke für den Varestraint-Test usw.
herzustellen. Die Legierungen Nr. 1 bis 18 in Tabelle 1 sind
erfindungsgemäße Legierungen, während es sich bei den
Legierungen X, Y, Z sowie 19 bis 36 um
Vergleichslegierungen handelt. Außerdem wird darauf hingewiesen, daß
die Legierungen X und Y Beispiele für die vorstehend
angesprochene Legierung aus der Japanischen
Patentschrift Nr. 6,968/1979 sind, während es sich bei der
Legierung Nr. Z um ein Beispiel der bereits erwähnten
Legierung aus der Japanischen OS Nr. 104,738/1989
handelt.
Tabelle 1
Erfindungsgemäße Legierungen
Tabelle 1 (Fortsetzung)
Erfindungsgemäße Legierungen
Tabelle 2
Vergleichslegierungen
Tabelle 2 (Fortsetzung)
Vergleichslegierungen
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Fig. 1 zeigt das Verhältnis zwischen dem (Al + Ti)-
Gehalt und dem (W + ½ Mo)-Gehalt für jedes Teststück
sowie die Zeitstandfestigkeit unter 20 kgf/mm² bei
900ºC in Klammern neben jeder Nummer. In Fig. 1 wurden
die erfindungsgemäßen Legierungen mit dem offenen
Symbol (o) bezeichnet, während Vergleichslegierungen mit
dem geschlossenen Symbol ( ) gekennzeichnet sind.
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Erfindungsgemäße Legierungen mit einem hohen (Al +
Ti)sowie (W + ½ Mo)-Gehalt, die im Innenbereich der die
Punkte A, B, C, D und E verbindenden Linie liegen (1,
4, 11, 12, 13, 14, 15 und 16), weisen alle hohe
Festigkeit auf. Vor allem die Legierung Nr. 11 verfügt über
hohe Festigkeit. Erfindungsgemäße Legierungen mit einem
geringen Cr-Gehalt und mit einem Gehalt von (Al + Ti)
und (W + ½ Mo) im Innenbereich der die Punkte F, G, H
und D verbindenden Linie (2, 3, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 17
und 18) verfügen ebenfalls über besonders hohe
Festigkeit.
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Fig. 2 zeigt einen Vergleich der erfindungsgemäßen
Legierungen Nr. 9 und 11 in Tabelle 1 mit den
Vergleichslegierungen Nr. Y, Z und 20 in Tabelle 2 in bezug auf
die Zeitstandfestigkeit unter 20 kgf/mm² bei 900ºC und
unter 10 kgf/mm² bei 980ºC. Die Abszisse stellt den
Larson-Miller-Parameter dar: P = Tkx(20 + log t) x 10&supmin;³
[Tk: Testtemperatur (ºK), t: Zeitstandfestigkeit (h)].
Die Testergebnisse bei 900ºC und 980ºC entsprechen den
Punkten von 20 kgf/mm² bzw. 10 kgf/mm² bezogen auf die
durch die Ordinate wiedergegebene Spannung. Hier wird
gezeigt, daß die Festigkeit um so höher ist, je höher
der Parameter P in der Abszisse ist. Die
erfindungsgemäßen Legierungen 9 und 11 liegen unter der gleichen
Testbelastung höher im Larson-Miller Parameter als die
Vergleichslegierungen Y, Z und 20. Dies ist auf die
Erhöhung des (Al + Ti)- und (W + ½ Mo)-Gehaltes bei
gleichzeitiger Senkung des Cr-Gehaltes (Nr. 11)
zurückzuführen.
Andererseits liegen die Vergleichslegierungen
Y (mit einem etwas höheren (Al + Ti)-Gehalt als die
Legierung 9 und einen ebenfalls hohen Cr-Gehalt), die
Vergleichslegierung 20 (mit einem geringen (Al + Ti)-
Gehalt und einem hohen (W + ½ Mo)-Gehalt) und die
Vergleichslegierung Z (mit einem niedrigen (Al + Ti)- und
(W + ½ Mo)-Gehalt) unter der gleichen Testbelastung
niedriger im Larson-Miller-Parameter als die
erfindungsgemäßen Legierungen.
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Die Schweißbarkeit wurde wie in Fig. 6A und 6B gezeigt
nach einem Varestraint-Test bewertet. In den
Zeichnungen haben die Bezugszahlen folgende Bedeutung:
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12 = Varestraint-Teststück (vor dem Aufbringen von
Biegespannung), 13 = Joch, 14 = Schweißraupe,
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15 = Schweißbrenner, 16 = Varestraint-Teststück (nach
dem Aufbringen von Biegespannung) und 17 = Biegeblock.
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Im einzelnen wurden die Teststücke unter den
Bedingungen Schweißstrom 100 A, Schweißspannung 12 V und
Schweißgeschwindigkeit 1,67 mm/sec miteinander
TIG-verschweißt und dann unter eine Gesamtbelastung von 0,25 %
oder 0,77 % gebracht. Die resultierende maximale
Rißlänge als Maß der nach dem Schweißen spröde gewordenen
Zone wurde gemessen. Fig. 3 zeigt das Verhältnis
zwischen der maximalen Rißlänge und der
Zeitstandfestigkeit (900ºC x 20 kgf/mm²). Die Ordinate in der gleichen
Zeichnung zeigt, daß die Schweißbarkeit um so besser
ist, je kleiner die maximale Rißlänge ist. Da dieser
Punkt ganz rechts unten liegt, verfügt die Legierung
folglich über eine bessere Hochtemperaturfestigkeit und
läßt sich besser schweißen. Die erfindungsgemäßen
Legierungen Nr. 3, 7, 9, 10, 11, 12 und 15 mit einem Zr-
Gehalt von höchstens 0,1 % und einem B-Gehalt von
höchstens 0,01 % weisen im Varestraint-Test alle eine
geringe maximale Rißlänge auf. Vor allem die Legierungen
9, 11 und 12 zeigten eine maximale Rißlänge von
höchstens
0,3 mm als Ziel und eine Zeitstandfestigkeit von
mindestens 185 Stunden, verfügen also über
ausgezeichnete Eigenschaften. Die Vergleichslegierungen X, Y, 25,
27, 28, 33 und 35 dagegen zeigten im Varestraint-Test
eine maximale Rißlänge von mindestens 0,8 mm und
erreichten somit das Ziel nicht, obwohl sie eine
Zeitstandfestigkeit von mindestens 110 Stunden aufwiesen.
Wie aus diesen Ergebnissen hervorgeht, lassen sich gute
Schweißbarkeit und hohe Zeitstandfestigkeit
sicherstellen, wenn entweder das Verhältnis zwischen dem (Al +
Ti)-Gehalt und dem (W + ½ Mo)-Gehalt auf den Bereich A-
B-C-D-E festgelegt ist, obwohl der Zr- und B-Gehalt
gesenkt wird; oder wenn das Verhältnis zwischen dem (Al +
Ti)-Gehalt und dem (W + ½ Mo)-Gehalt auf den Bereich A-
B-C-F-G-H-E bei gleichzeitiger Senkung des Cr-Gehalts
festgelegt ist.
Beispiel 2
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Die in Tabelle 1 aufgeführte Legierung Nr. 11 von
Beispiel 1 wurde dazu verwendet, nach dem
Wachsausschmelzverfahren eine stationäre Turbinenschaufel für die in
Fig. 4 gezeigte Gasturbine herzustellen. Das
resultierende Produkt wurde 4 Stunden bei 1.160ºC einer
Lösungswärmebehandlung unterzogen und dann auf
Schweißbarkeit getestet. Die stationäre Turbinenschaufel hatte
eine Profilbreite von etwa 200 mm und eine Höhe von
etwa 200 mm. Es handelte sich um einen gegossenen
Gegenstand mit einer Hohlstruktur, die zur Kühlung im
Inneren mit einem Luftweg ausgestattet war. Wie in Fig. 4
gezeigt, wurde in den Bauchteilen 1, 2, 3 und 4 einer
Schaufel, den Stellen 5 und 6 der Stirnkante und der
Stelle 7 der hinteren Kante ein Aufbauschweißen bzw.
Auspolstern durchgeführt. Die Bezugszahl 9 bezeichnet
ein äußeres Abschirmblech. Wie Fig. 5 zeigt, wurde der
Abschirmteil (erfindungsgemäße Legierung 11) des
inneren Abschirmblechs 8 nach dem TIG-Schweißverfahren mit
einer Deckplatte 10 (Hastelloy X-Legierung) mit einer
Kehlnaht aus Hastelloy W-Legierung 11 verschweißt. Nach
dem Schweißen wurde die Mikrostruktur des Querschnitts
an der in Fig. 5 gezeigten Position per Augenschein und
Fluoreszenzprüfung überprüft, ohne daß man Risse fand.
Außerdem wurde im praktischen die gleiche
Turbinenschaufel wie vorstehend beschrieben unter Verwendung
der Vergleichslegierung Y (Japanische Patentschrift Nr.
6,968/1979) hergestellt und dem Schweißtest unterzogen.
Dort wurden bei der Fluoreszenzprüfung zahlreiche Risse
gefunden. Auch bei der Untersuchung der Mikrostruktur
am Querschnitt waren Risse von 1 mm Länge zu sehen.
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Wie vorstehend beschrieben, kann mittels der Erfindung
eine wärmebeständige Legierung auf Ni-Basis hergestellt
werden, die über höhere Temperaturfestigkeit verfügt
und sich besser schweißen läßt als herkömmliche
wärmebeständige Legierungen auf Nickelbasis. Diese
wärmebeständige Legierung auf Nickelbasis eignet sich
besonders gut als Material für die stationäre
Turbinenschaufel einer Gasturbine, die auch bei Erhöhung der
Betriebstemperatur der Gasturbine verläßlich arbeiten
muß.