Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft Verfahren zum Verarbeiten von
ausscheidungshärtbaren Ni- und Fe-basierten (FCC) Superlegierungen.
Hintergrund der Erfindung
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Superlegierungen sind traditionell demgemäss unterteilt, ob Festigkeit aus
Lösungshärtung oder der Ausscheidung von sekundären Phasen erhalten wird. Die
vorliegende Erfindung ist auf Ni- oder Fe-basierte austenitische (FCC)
ausscheidungsgehärtete Legierungen gerichtet, insbesondere auf Legierungen, in welchen
Ausscheidungshärtung von (1) der Anwesenheit von Carbid-bildenden Zusätzen,
wie beispielsweise: Nb, Cr, Co, Mo, W, Ta und V sowie (2) intermetallischen
Komponenten, welche durch Al und Ti bei Konzentrationen gebildet werden,
welche typischerweise zwischen 1% und 5% rangieren, herrührt. Mit der
Ausnahme von Cr kommen Carbid-Bildner gewöhnlich in Konzentrationen von
weniger als 5% vor.
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Beispiele von nominalen Verbindungen ausgewählter kommerziell bedeutender
Ni- und Fe-basierten ausscheidungsgehärteten Superlegierungen sind in Tabelle 1
bereitgestellt. (Es sei angemerkt, dass der Umfang der Legierungsverbindungen,
auf welche das Verfahren, welches hier beschrieben wird, anzuwenden ist,
diejenigen, die in Tabelle 1 aufgelistet sind, enthält, aber nicht unbedingt auf diese
beschränkt ist.) Alle hierin mit Fußnoten versehenen Referenzen sind für ihre
jeweiligen Offenbarungen und Lehren, welche Superlegierungen und den
Hintergrund der Metallurgie betreffen als durch Bezugnahme in der Beschreibung
inkorporiert anzusehen.
Tabelle 1
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Die Legierungszusätze zu den Ni- und Fe-basierten Superlegierungen der Tabelle
1, ob in Mischkristall oder abgeschiedener Form, erlauben es der Zugfestigkeit
dieser Materialien bei Temperaturen oberhalb von 80% des Schmelzpunkts
erhalten zu bleiben. Als Ergebnis wurden diese Materialien weit in Hoch-
Temperatur-Anwendungen verwendet, wie beispielsweise: Nuklearreaktoren,
petrochemische Ausrüstung, U-Boote und Raketen/Jet- und Gasturbinen-Motoren¹&supmin;&sup4;.
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In vielen der industriellen Anwendungen, welche oben zitiert wurden, müssen
diese Materialien zuverlässig Temperaturen und Drücke oberhalb von 1000ºC und
400 MPa jeweils für Zeiträume von bis zu 10.000 Stunden aushalten². Weiterhin
sind Druck- und Temperatur-Extreme oft begleitet von einem Aussetzen
gegenüber Sulfat und anderen korrosiven Medien. Unter diesen Bedingungen sind
Zuverlässigkeit und Lebensdauer der Superlegierungskomponenten abhängig vom
Widerstand gegen Creep, intergranulare Korrosion und Ermüdung¹&supmin;³. Andauernde
Temperaturen von zwischen 800ºC und 1000ºC (in der Anwesenheit von
Schwefel, welcher entlang von Korngrenzen diffundiert, wobei Ni&sub3;S&sub2;, CrS oder Cr&sub2;S&sub3;
gebildet wird, was gewöhnlich als "Spicken" bezeichnet wird), machen diese
Legierungen anfällig für intergranulare Degradation durch "heiße" Korrosion,
Ermüdung
und Creep. "Heiße Korrosion" und Sulfid-"Spicken" an intergranularen
Plätzen resultiert schließlich in einem Verlust von der Dehnungs-, Ermüdungs-
und Stoßfestigkeit¹&supmin;&sup4;.
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Darüber hinaus entfalten Ni- und Fe-basierte ausscheidungsgehärtete
Superlegierungen wie beispielsweise: Legierung V-57, Legierung 738 und Legierung 100 im
Allgemeinen eine schlechte Schweißbarkeit, was deren Verwendung in
Anwendungen beschränkt, wo komplexe Geometrien durch Verbinden von individuellen
Komponenten konstruiert werden. Dies ist z. B. die Haupteinschränkung zur
Verwendung ausscheidungsgehärteter Legierungsformeln bei höheren Temperaturen
für Brennstoffhüllen-Komponenten gewesen. Schweißbarkeit korreliert direkt mit
dem Al- und Ti-Gehalt in der Legierung, wie in Fig. 15 dargestellt ist. Primäre (y)-
Phasen, welche durch diese Bestandteile gebildet werden (d. h. Ni&sub3;(Al, Ti)),
welche für die Hoch-Temperatur-Festigkeit verantwortlich sind, werden entlang von
Korngrenzen in den wärmebeeinflussten Schweißzonen ausgeschieden, was in
Wärme-Rissen (während des Schweißens) und Post-Schweißen-
Wärmebehandlungs-(PWHT)-Rissen resultiert.
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Obwohl deutliche Verbesserungen im Minimieren dieser intergranularen Effekte
durch Legieren von Zusätzen gemacht worden sind, um den Gehalt, Verteilung
und Wachstum (Oswald-Streifung) der intermetallischen γ'-(NiAl&sub3;)- und Carbid-
(MC, M&sub2;&sub3;C&sub6;M&sub6;C)-Phasen6,7 zu steuern, stellen thermische Leitfähigkeit und
Phasenstabilität dem Legieren praktische Grenzen als Mittel des weiteren Verbesserns
von Korrosions-, Creep-, Ermüdungs- und Festigkeits-Leistung. Einkristall-,
gerichtet erstarrte, Keramik- und Diffusionsmembran-Überlagerungs-Komponenten,
wie beispielsweise NiAl&sub3; oder MCrAlY, bieten höhere Ermüdungs-, Korrosions-
und Creep-Beständigkeit als konventionelle Superlegierungen, weitgehend zum
Nachteil der Kosten, des Herstellungsdurchsatzes und oft der Zuverlässigkeit 2,4,7·
Bruchzähigkeit und kritische Defektgrößen in konkurrierenden Materialien, wie
beispielsweise Keramiken (z. B. Silizium-Nitrit), sind ungefähr zwei
Größenordnungen kleiner als für Nickel-basierte Superlegierungen bei typischen Betriebsdrücken²,
wobei deutlich die Zuverlässigkeit dieser Hoch-Temperatur-
Materialien² eingeschränkt wird.
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Es ist gezeigt worden, dass Korngrenzen, die Fehl-Orientierungen aufweisen,
welche auf der Basis des Coincident-Site-Lattice-Modells (CSL)&sup8; von
Grenzstrukturen als zwischen Δθ des Σ liegend beschrieben wurden, wobei Σ≤29 und
Δθ≤15Σ-1/2 &sup9;, hochresistent gegenüber granularer Degradationsprozesse, wie
beispielsweise: Korrosion¹&sup0;, Rissbildung¹¹ und Korngrenzen-Gleiten/Kavitation¹²&supmin;¹&sup4;
sind. Dies erfolgt aus dem reduzierten freien Volumen und hohem Fit zwischen
angrenzenden Gittern, die Grenzen zwischen angrenzenden Körnern in der
Mikrostruktur bilden. Die vorliegenden Anmelder haben vorhergehend offenbart, dass
die Frequenz dieser Degradations-resistenten Korngrenzen in der Mikrostruktur
von verschiedenen FCC-Materialien verbessert werden kann, welche Blei15, ¹&sup6; und
austenitische rostfreie Legierungen¹&sup7; von 10% bis 20% bis zu Niveaus oberhalb
50 % bis 60% enthalten, was in deutlichen Verbesserungen im Creep-,
intergranularem Korrosions- und Rissbildungs-Widerstand resultiert.
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Es besteht ein Nachweis dafür, anzunehmen, dass hohe Fraktionen von
"speziellen" Korngrenzen passive Oxidschichten stabilisieren können, während sie
deutlich lokalisierte Korngrenzen-Einflüsse¹&sup8; reduzieren. Für die lösungsgehärteten
Legierungen 600 und 800, welche derartig bearbeitet wurden, dass 80% der
Korngrenzen in der Mikrostruktur "spezielle" sind, wurde vorhergehend durch die
vorliegenden Anmelder demonstriert, dass sie nahezu immun gegenüber
intergranularer Korrosion¹&sup0; sind. Zusätzlich haben wir kürzlich demonstriert, dass
Mikrostrukturen aus reinem Nickel, welche "spezielle" Korngrenzen-Fraktionen
oberhalb von 50 % aufweisen, Verbesserungen eines 15fachen und 5fachen in der
Steady-State-Creep-Rate bzw. primärer Creep-Beanspruchung zeigen. Weiterhin
bietet die reduzierte Neigung für eine Lösungs-Segregation, Rissbildung und
Kavitation das Potential zum Minimieren der Legierungs-Suszeptibilität gegenüber
Rissbildung und Ausbreitung, welche von niedrig-zyklischen Ermüdungen und
Post-Schweißen-Wärmebehandlungs-(PWHT)-Rissbildung2,
³ herrührt. Im Gegensatz
zu traditionellen Ansätzen der Legierungsentwicklung, wobei Behandlungen
angewendet werden, um die eine Eigenschaft zu nutzen, werden of andere
Leistungsaspekte verschlechtert, wobei ein Optimieren von Korngrenzen-Strukturen in
diesen Superlegierungen ein gleichzeitiges Verbessern von Creep-, Korrosions-,
Ermüdungs- und Schweißbarkeits-Leistung vorsieht. Weiterhin, da ein Verändern
der Korngrenzen-Struktur nicht notwendigerweise Variationen in einer
Legierungschemie einbezieht, können Verbesserungen in der Leistung thermische
Leitfähigkeit und Phasenstabilität negativ beeinflussen.
Zusammenfassung der Erfindung
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In der vorliegenden Erfindung ist ein thermomechanischer Prozess offenbart zum
Erhöhen der Frequenz von Niedrig-Σ-CSL-Korngrenzen in der Mikrostruktur von
Ni- oder Fe-Superlegierungen, wie beispielsweise der Legierung 625 (Ni-basiert),
V-57 (Fe-basiert) und der Legierung 738 (Ni-basiert). Diese Materialien werden
aus gegossenen Blöcken oder geschmiedeten Ausgangsplatten durch eine Vielzahl
von spezifischen wiederholenden Zyklen von Deformationen (durch Wälzen,
Verpressen, Extrudieren, Ausstampfen, Ziehen, Schmieden, etc.) und
anschließende Rekristallisations-Temper-Behandlungen bei Temperaturen und Zeiten,
welche von der Legierungszusammensetzung abhängen, bearbeitet. Dieses
Verarbeitungsprotokoll überträgt deutliche Verbesserungen im intergranularen/Heiß-
Korrosions-, Creep- und Ermüdungs-Widerstand mit vergleichbaren
Verbesserungen in Zusammensetzungs-Zuverlässigkeit und Betriebsdauer.
Kurze Beschreibung der Tabellen und Zeichnungen
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Tabelle 1 zeigt typische bekannte Zusammensetzungen von Ni- und Fe-basierten
austenitischen ausscheidungsgehärteten Superlegierungen, für welche das
Verfahren der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann, um die spezielle
Korngrenzen-Frequenz zu erhöhen, um Korrosions-, Creep- und Schweißbarkeits-
Leistungen zu verbessern.
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Tabelle 2 gibt die optimalen thermomechanischen Verarbeitungsbereiche der
Deformation, Rekristallisations-Temperaturen, Temperzeiten und Anzahlen von
Multi-Rekristallisations-Schritten zum Erhöhen der Frequenz von speziellen
Korngrenzen durch das Verfahren, welches in der vorliegenden Anmeldung
gelehrt wird, an. [Anmerkung: "S" bezeichnet Lösungs-Behandlungs-Bedingungen;
"P" bezeichnet die Ausscheidungshärtungs-Bedingungen].
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Tabelle 3 fasst die Population von speziellen Korngrenzen zusammen, welche in
drei (3) kommerziellen Superlegierungen nach Wiederverarbeitung gemäß den
bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Offenbarung bearbeitet sind
gegenüber denjenigen in den kommerziell verfügbaren konventionell
verarbeitetem Legierungszustand. Die Korngrenzen-Eigenschaftsverteilungen, welche
gezeigt sind, wurden auf der Basis von repräsentativen metallografischen
Abschnitten von Materialien bestimmt, wobei eine automatische Elektronen-
Rückstreuungstechnik²&sup0; (EPSB) in einem konventionellen Scanning-Elektronen-
Mikroskop verwendet wird. Anmerkung: GBE betrifft eine Verarbeitung durch
Verfahren, welche in der vorliegenden Erfindung offenbart sind.
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Fig. 1 stellt grafisch die Abhängigkeit einer Superlegierungs-Schweißbarkeit von
einer Konzentration von Titan oder Aluminium im Material dar.
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Fig. 2 ist ein Beanspruchungs-/Zeit-Graph, welcher die Reduzierung in einer
primären Creep-Beanspruchung und Steady-State-Creep-Rate zeigt, welche von
einer Erhöhung der Frequenz von speziellen Grenzen in der Mikrostruktur (Tabelle
1) der Legierung V-57 durch den metallurgischen Prozess der vorliegenden
Erfindung resultiert. Druck und Temperaturen wurden ausgewählt, um sich in einem
Regime zu befinden, wo Creep überwiegend von Korngrenzengleiten, herrührt.
Anmerkung: GBE (Grain Boundary Engineered) betrifft hier und über diese
Beschreibung hinweg eine Verarbeitung durch Verfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung.
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Fig. 3 ist ein Balkendiagramm, welches die Verbesserung im
Ermüdungswiderstand der Legierungen 738 und V-57 darstellt, welche von einer Verarbeitung
gemäß der Beschreibung der vorliegenden Erfindung entsteht. Ausfall-Zyklen
wurden bei Raumtemperatur-Bedingungen gemessen, wobei maximale Druck-
Amplituden und Druck-Verhältnisse verwendet wurden (d. h. σmax/σmin bezeichnet
jeweilige Legierungen, welche eine nominale Belastungsfrequenz von 17 Hz
verwenden).
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Fig. 4 zeigt grafisch die Variation einer Suszeptibilität gegenüber intergranularer
Korrosion (Gewichtsverlust) als Funktion von einer zunehmenden speziellen
Korngrenzen-Frequenz in Fe-basiertem V-57, was von einer Verarbeitung gemäß
dem Verfahren, welches in der vorliegenden Anmeldung gelehrt wird, resultiert,
gemessen gemäß ASTM G28, wobei eine Lösung aus siedendem Eisen-Sulfat
verwendet wurde.
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Fig. 5 ist ein Balkendiagramm, welches die Tiefe einer intergranularen
Korrosions-Penetration, welche in Niedrig-Temperatur-Heiß-Korrosions-(LTHC)-Tests
von Legierung 738-Legierungen beobachtet wurde, zwischen konventionell
verarbeitetem Material (A/R) und entsprechenden Legierungen, welche gemäß dem
Verfahren verarbeitet wurden, welche in der vorliegenden Erfindung beschrieben
wurden, vergleicht. Messungen wurden aus Querschnitts-Mikrobildern nach 100
Stunden in NaSO&sub4; : SO&sub2; bei 500ºC erhalten.
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Fig. 6(a) ist eine Reproduktion von zwei Foto-Mikrobildern, welche das Ausmaß
des Sulfid-Spickens in einer konventionellen Legierung 738 mit dem, welches
gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitet wurde, vergleicht, welches eine
Frequenz von speziellen Grenzen aufweist, welche in Tabelle 3 nach 375 Stunden
bei 900ºC in NaSO&sub4; : SO&sub2;(g) angegeben ist.
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Fig. 6(b) ist ein Balkendiagramm, welches den Effekt einer Verarbeitung gemäß
der vorliegenden Erfindung auf den Hoch-Temperatur-Heiß-Korrosions-(HTHC)-
Widerstand der Legierung 738 zeigt. Eine intergranulare Durchdringtiefe, eine
Pitting-Tiefe und ein Sulfid-Spicken, welche in der Legierung, welche gemäß der
vorliegenden Erfindung bearbeitet wurde, und der konventionellen Legierung
738-Legierung gemessen wurden, sind als eine Funktion der Zeit in NaSO&sub4; bei
900ºC gezeigt.
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Fig. 7 zeigt schematisch die Proben-Geometrie und Schweiß-Konfiguration,
welche verwendet wurde, um die relative Schweißbarkeit der konventionellen
Legierungen 738 und V-57 mit entsprechenden Materialien zu beurteilen, welche
gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung verarbeitet wurden, unter
Verwenden von Mikroplasma-Lichtbogen- und TIG-Schweißtechniken.
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Fig. 8 ist eine Reproduktion von zwei optischen Mikrobildern, welche das
Ausmaß der PWHT-Rissbildung im Detail zeigen, welche in typischen Mikroplasma-
Lichtbogen-Stirnnähten auf einer konventionellen Legierung 738 gegenüber
derjenigen, welche gemäß dem Verfahren, das in der vorliegenden Erfindung gelehrt
wird, beobachtet wurde.
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Fig. 9(a) ist ein Balkendiagramm, welches die Durchschnittsdichte und
Durchdringtiefe von Post-Schweiß-Wärme-Behandlungs-(PWHT)-Rissen in den
Wärmebeeinflussten Zonen (HAZ) der konventionellen Legierung 738 mit derjenigen
vergleicht, welche in der entsprechenden Legierung gefunden wurde, welche
gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung verarbeitet wurde. (Anmerkung:
TIG-Schweißstellen waren die des "Stirnnaht-Typs", wie in Fig. 7 angegeben).
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Fig. 9(b) ist ein Balkendiagramm, welches die Durchschnittsdichte und
Durchdringtiefe von Post-Schweiß-Wärme-Behandlungs-(PWHT)-Rissen in den
Wärmebeeinflussten Zonen (HAZ) der konventionellen Legierung V-57 mit
derjenigen vergleicht, welche in der entsprechenden Legierung gefunden wurde, welche
gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung verarbeitet wurde.
(Anmerkung: TIG-Schweißstellen waren die des "Stirnnaht-Typs", wie in Fig. 7
angegeben).
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung verkörpert ein Verfahren zum Verarbeiten von Ni- und
Fe-basierten Superlegierungen, um ein Minimum von 50% spezieller
Korngrenzen zu enthalten, welche kristallografisch als innerhalb von Δθ des Σ beschrieben
sind, wobei Σ≤29 und Δθ≤15Σ-1/2 &sup9; im Zusammenhang mit dem Coincident Site
Lattice Framework&sup8;. Mikrostrukturen, welche spezielle Grenzenfrequenzen
oberhalb von 50% aufweisen, werden durch ein Verfahren selektiver und
wiederholender Rekristallisation erzeugt, wobei gegossene oder geschmiedete
Ausgangsmaterialien durch jegliche Mittel deformiert (z. B. Walzen, Pressen, Ausstampfen,
Extrudieren, Ziehen, Gesenkschmieden, etc.) und oberhalb der Rekristallisations-
Temperatur wärmebehandelt werden können. Die genaue Temper-Temperatur und
-Zeit wird durch die Legierungszusammensetzung bestimmt. Das Verfahren
erfordert, dass jeder Deformations-Temper-Schritt eine Vielzahl von Malen
wiederholt wird, so dass während jedes Zyklus', zufällige oder allgemeine Grenzen in
der Mikrostruktur vorzugsweise und selektiv durch kristallografische "spezielle"
Grenzen ersetzt werden, welche auf der Basis von energetischen und
geometrischen Zwängen hervorgerufen werden, welche Rekristallisation und
anschließendes Kornwachstum begleiten.
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Ausgewählte Legierungen, welche durch die vorliegende Erfindung
eingeschlossen sind, welche hohe Ni&sub3;Al-Gehalte aufweisen (z. B. Legierungen 738, 939, 1(10,
etc.), erfordern einen Vorbehandlungs-Schritt, welcher aus einer 10% bis 20%-
Deformation besteht, gefolgt durch ein langwieriges Tempern in dem
Temperaturbereich zwischen 1100ºC bis 1300ºC für Zeiträume zwischen 1 und 8 Stunden.
Dieser Vorbehandlungsschritt löst die Legierung und vergröbert das Karbid und γ'
Ausscheidungs-Verteilungen, was für die Bildung von "speziellen" Korngrenzen
während der nachfolgenden Multi-Rekristallisations-Schritte eine ausreichende
Korngrenzen-Mobilität erlaubt.
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Spezielle Niedrig-Σ-CSL-Korngrenzen werden während mehrerer
Rekristallisationsschritte gebildet; jeder Schritt besteht aus einer Deformation in dem Bereich
zwischen 10% und 20% mit einer anschließenden Wärmebehandlung zwischen
900ºC und 1300ºC für Zeiträume von 3 bis 10 Minuten. Zeiträume werden
derartig eingestellt, dass die Korngröße in dem Endprodukt nicht 30 um bis 40 um
überschreitet.
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Ausscheidungsgehärtete Legierungen (entweder Ni- oder Fe-basiert) erfordern
einen zusätzlichen Deformations-Temper-Schritt, wobei die Legierung einer
Deformation von 5% unterzogen wird und durch ein Tempern bei einer Temperatur
unterhalb der Solvus-Linie in dem Phasen-Diagramm (700ºC bis 900ºC) für
Zeiträume von 12 Stunden bis 16 Stunden ausscheidungsgehärtet wird. Diese
Ausscheidungs-Behandlung ist notwendig, um den Lösungseffekt der mehrfachen
Rekristallisations-Behandlungen rückgängig zu machen und die ursprüngliche
Legierungsfestigkeit wieder herzustellen. Die leichte Deformation, welche die
Ausscheidungsbehandlung begleitet, verhindert eine Bildung von
ausscheidungsfreien Zonen (PFZs) um ausgewählte Korngrenzen herum (z. B. Zwillinge (Σ3)) in
der Mikrostruktur, was die beabsichtigten Verbesserungen in Creep-, Korrosions-
und Ermüdungs-Widerstand unterminieren kann, welche aus einer Verarbeitung
gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung entstehen.
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Eine Zusammenfassung der bevorzugten Verarbeitungs-Regime, welche für jede
der Legierungen anwendbar sind, welche in Tabelle 1 aufgezählt sind, sind in
Tabelle 2 unten bereitgestellt.
Tabelle 2
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¹ Bereiche der Deformation, Temperatur, Temperzeit werden für diejenigen Mikrostruktur-
Merkmale angegeben (d. h. Korngröße und spezielle Grenzenfrequenz), welche konsistent mit
denjenigen sind, die in Abschnitt 4 zitiert wurden.
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Tabelle 3 vergleicht die Korngrenzen-Eigenschafts-Verteilung (GBCD) für (1)
Legierung 939, (2) Legierung V-57 und (3) Legierung 738 in sowohl dem
konventionell verarbeiteten Zustand gegen das, was durch Wiederverarbeitung gemäß
den bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung erhalten wird.
Eine Verarbeitung, wie hier beschrieben wurde, erhöht deutlich die Frequenz von
Zwillingen (Σ3) und oft ihre kristallografisch verwandten Varianten (d. h. Σ3n =
1, 2, 3). Gesamt-Fraktionen von speziellen Korngrenzen (d. h. 1≤Σ≤3) in dem
konventionellen Material, welche zwischen 20% und 34% liegen, werden auf
Niveaus von 50% bis ungefähr 60% durch das Protokoll, welches durch die
vorliegende Anmeldung beschrieben wurde, verbessert.
Tabelle 3
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(a)
zufällige Korngrenzen
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(b) spezielle Korngrenzen
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Anmerkung: Thermomechanische Verarbeitungsbedingungen, welche verwendet
wurden, um die Korngrenzen-Eigenschafts-Verteilungen im Material zu erhalten,
welches gemäß der vorliegenden Erfindung verarbeitet wurde (bezeichnet als
"GBE") sind diejenigen, welche für die entsprechende Legierung in Tabelle 2
spezifiziert wurden.
Beispiel #1: Creep-Widerstand
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Den Proben wie sie erhalten wurden der Legierung V-57 wurden insgesamt 3
Deformationszyklen gegeben, wobei jeder aus einer 10%-Reduzierung bestand,
gefolgt durch ein 3-minütiges Tempern bei 1000ºC. Das verarbeitete Material wurde
anschließend ausscheidungsgehärtet, wobei eine 5%-Deformation verwendet
wurde, gefolgt durch ein Tempern bei 732ºC für 16 Stunden, wie in Tabelle 2
beschrieben wurde. Eine konventionelle Legierung V-57 zusammen mit
derjenigen, welche durch die vorliegende Erfindung bearbeitet wurde, wurden auf Creep
getestet gemäß einer ASTM E139²&sup7; bei einer Temperatur von 800ºC und einem
Druck von 82 MPa, was ein Korngrenzengleiten²&sup8; fördert. Eine ausreichende
Testperiode wurde ausgewählt, um die primäre Creep-Beanspruchung und
Steady-State-Creep-Rate aufzubauen. Der resultierende Effekt des Veränderns der
Korngrenzen-Struktur auf den Creep-Widerstand der Legierung V-57 ist in Fig. 1
vorgestellt. Eine Verarbeitung gemäß dem Verfahren, welches in der vorliegenden
Erfindung offenbart ist, reduziert eine primäre Creep-Beanspruchung zu einem
Faktor von 5 bis 10, während eine Steady-State-Creep-Rate zu einem Faktor von
15 reduziert wird.
Beispiel #2: Ermüdungs-Widerstand
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Der Effekt der Korngrenzen-Struktur auf den Ermüdungs-Widerstand der
Legierungen 738 und V-57-Superlegierungen wurde gemäß ASTM E466[29, 30]
gemessen. Die erhaltenen Proben jedes Materials wurden gemäß der bevorzugten
Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung verarbeitet, wie in Tabelle 3
angegeben ist, um so die Frequenz von speziellen Korngrenzen von Niveaus in dem
konventionellen Material auf optimale Niveaus von 50% oder größer zu erhöhen, wie
in Tabelle 1 dargestellt ist. Dumbbell-Proben wurden sowohl von
konventionellem Material als auch von denjenigen, welche gemäß der vorliegenden
Anmeldung bearbeitet wurden getrennt, welche eine Eichlänge von 16 mm und ein
Querschnitt von 4,0 mm (W) · 2,3 mm (T) aufwiesen. Eichlängen-Oberflächen
auf jeder Probe wurden mechanisch auf ein 1 um-Finish poliert, um so Varianzen
aufgrund von Oberflächen-Unebenheiten zu minimieren. Die Durchschnittsanzahl
von Zyklen-zu-Defekten wurde bei Raumtemperatur in uniaxialer Spannung
gemessen, wobei eine Frequenz von 17 Hz verwendet wurde, basierend auf 10
Wiederholungs-Messungen. Wie in Fig. 2 demonstriert ist, erhöht ein Optimieren der
Frequenz von "speziellen" Korngrenzen in Legierungen V-57 und 738 (s. Tabelle
3) durch den thermomechanischen Prozess der vorliegenden Erfindung die
Durchschnittszyklen gegen Defekte jeweilig für die zwei Materialien um ein 2- und
5faches. Darüber hinaus beträgt die Standardabweichung in der mittleren Anzahl
von Zyklen gegen Defekte, ausgedrückt als ein Prozentanteil des Mittelwerts
unter Wiederholungen des Materials, welches in Übereinstimmung mit der
vorliegenden Offenbarung verarbeitet wurde, die Hälfte, wie diejenige, die in der
konventionellen kommerziellen Legierung gemessen wurde; was das Potential für
verbesserten Ermüdungs-Widerstand und eine überlegende
Vorhersagbarkeit/Verlässlichkeit der Legierungen demonstriert, welche gemäß dem Verfahren,
welches hier beschrieben wurde, verarbeitet wurden.
Beispiel #3: Intergranularer Korrosions-Widerstand
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Eine Suszeptibilität der Legierung V-57 gegenüber intergranularer Korrosion
wurde evaluiert, wie durch ASTM G28²&sup5; vorgeschrieben ist. Drei Wiederholungs-
Muster-1-cm²-Proben von jeder der konventionellen Legierungen und derjenigen,
welche gemäß der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung
verarbeitet wurden (wie in Tabelle 3 zusammengefasst), wurden sensibilisiert,
wobei ein 750ºC-Tempern für 3 Stunden verwendet wurde. Proben wurden auf
das nächste Milligramm gewogen und in eine 600 ml-Lösung immergiert einer
siedenden Eisensulfat (31,25 g/l)-50 pct Schwefelsäure 120 Stunden. Proben
wurden anschließend in einer Azeton-Methanol-Lösung gereinigt und wurden wieder
gewogen, um einen Massenverlust zu bestimmen, wonach Korrosionsraten
berechnet wurden (in mils pro Jahr). Unglücklicherweise waren Testabläufe, welche
in ASTM G-28 ausgeführt sind, nicht geeignet zum genauen Evaluieren von
Korrosionseigenschaften der Legierung 73823-25 aufgrund ihrer Zusammensetzung
und den besonders aggressiven Betriebsbedingungen, gegenüber welchen diese
Legierung ausgesetzt wurde. Dementsprechend wurde Legierung 738 unter
Verwenden von Industriestandard-Hochtemperatur-(Typ I)- und Niedrig-Temperatur-
(Typ II)-"Heiß-Korrosions"-Tests getestet, die geeignetere
Umgebungsbedingungen widerspiegeln, welche im Betrieb angetroffen werden26, ²&sup7;.
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Zehn Abschnitte der konventionellen Legierung Legierung 738 und der
entsprechenden Legierung, welche gemäß der bevorzugten Ausführungsform der
vorliegenden Erfindung (gemäß Tabelle 3) bearbeitet wurden, welche
Oberflächenbereiche aufweisen, welche zwischen 300 mm² und 500 mm² rangieren, wurden mit
Ultraschall in Wasser und Azeton mit einer anschließenden Methanolspülung
gereinigt und an der Luft getrocknet. Nach einem Wiegen auf das nächste Zehntel
eines Milligramms, wurden die Proben auf eine Temperatur von 300ºC vorgeheizt
und wurden mit einer ausreichenden Menge von 60 : 40 (mole pct) Na&sub2;SO&sub4; : MgSO&sub4;
Salzlösung besprüht, um die Oberfläche vollständig zu bedecken und eine Durchschnitts-Massen-Ausbeute
zwischen 1,5 und 2,0 mg/cm² zu produzieren. Die
Test-Materialien wurden dann in einem Röhrenofen platziert, wobei eine
Mischung von 2000 ml/Min. von Luft und 5 ml/Min. von SO&sub2; kontinuierlich bei
Temperaturen von 500ºC zirkuliert wurden. Während der 100-Stunden-
Testperiode wurden die Proben in 25-Stunden-Intervallen entfernt, und wurden
wieder gewogen, um den Massenverlust zu bestimmen. Einem jeden
Probennahme-Intervall folgend, wurde die Oberflächenbeschichtung des Salzes gemäß dem
vorhergehend beschriebenen Verfahren wieder aufgefrischt.
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Typ I-Hoch-Temperatur-Heiß-Korrosions-(HTHC)-Tests wurden durchgeführt
unter Verwenden des obigen LTHC-Verfahrens mit einer Ofentemperatur von
900ºC über eine Gesamttestdauer von 500 Stunden. Von Abschnitten, welche in
100-Stunden-Probennahme-Intervallen entfernt wurden, wurden Querschnitte
angefertigt, wurden metallografisch präpariert und durch optische Mikroskopie
untersucht wurden, um die Tiefe der Grübchenbildung, intergranulare Einflüsse
und Sulfid-Einbau entlang der Korngrenzen zu bestimmen.
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Der Effekt des Erhöhens der "speziellen" Korngrenzen-Frequenz durch das
Verfahren, welches in der vorliegenden Erfindung beschrieben wurde, auf die
Suszeptibilität der Legierung V-57 gegenüber intergranularer Korrosion ist in Fig. 4
präsentiert. Mikrostrukturen, welche "spezielle" Grenzfraktionen enthalten,
welche 50 % überschreiten, zeigen Abnahmen von 40% bis 60% in Korrosionsraten
(in mpy). Abnahmen von ähnlichen Magnituden in einer Niedrig-Temperatur-
(Typ II)-"Heiß"-Korrosion sind für Legierung 738 offensichtlich, wie durch
Unterschiede in Massenverlusten zwischen den GBE-bearbeiteten und "wie
erhaltenen" Materialien in Fig. 5 demonstriert ist. Darüber hinaus erfährt die GBE-
Legierung einen deutlichen anfänglichen Gewinn in der Masse, der nicht in dem
konventionellen "wie-erhalten"-Material beobachtet wurde. Es wird
angenommen, dass dies die Bildung einer dickeren, schützenderen, anhaftenden
Oxidschicht reflektiert, die auf der entsprechenden konventionellen Legierung
vorhanden ist.
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Unterschiede im Ausmaß eines intergranularen Durchdringens, welche in
Legierung 738 nach Hoch-Temperatur-(Typ I)-"Heiß"-Korrosions-Tests zwischen den
"wie-erhalten"- und GBE-Legierungen beobachtet wurden, werden in Fig. 6(a)
verglichen. Während ein deutlicher Sulfid-Übergriff entlang der Korngrenzen des
konventionellen (A/R)-Materials bemerkt wurde, unterliegen Mikrostrukturen,
welche 50% von speziellen Korngrenzen enthalten, einem relativ einheitlichen
Einfluss ohne einen Hinweis auf Sulfid-"Spicken". Entsprechende Werte für die
Durchschnittstiefe von Grübchenbildung, Sulfid und intergranularen Einflüssen
(IGA) zwischen dem konventionellen und dem Korngrenzen-bearbeiteten
Material nach 250 Stunden des Ausgesetztseins werden in Fig. 6(b) zusammengefasst.
Ein Optimieren der Korngrenzen-Struktur in Legierung 738 verringert
Grübchenbildung, Sulfid-"Spicken" und intergranularen Einfluss (IGA) zu 80%, 30% bzw.
50%. Der obige Beweis demonstriert die Möglichkeit des Verdoppelns der
Komponenten Lebensdauer, während Zuverlässigkeit verbessert wird und Wartung-
/Ausfallkosten reduziert werden durch Steuern der Korngrenzen-Struktur in
diesen Legierungen.
Beispiel #4: Superlegierungs-Schweißbarkeit
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Der Effekt des Veränderns der Korngrenzen-Struktur auf die Schweißbarkeit der
V-57- und 738-Legierungen durch Mikroplasma-Lichtbogen- und TIG-Techniken
wurde bewertet. Zwölf Abschnitte von sowohl konventionellen als auch
GBEbearbeitetem Material, welche nominale Abmessungen von 5 cm · 2,5 cm
aufwiesen, wurden elektrochemisch bearbeitet und von Oberflächen-Ablagerungen
unter Verwendung von Azeton gereinigt. Schweißstellen wurden entlang der
Abschnittskanten und Oberfläche gebildet, wie in Fig. 7 dargestellt ist.
Schweißstellen auf V-57- und 738-Substraten wurden gebildet unter Verwendung von A286
bzw. IN718-Schweißdrähten. TIG-Schweißstellen wurden mit Ausgangsmaterial
hergestellt, welches Umgebungsbedingungen ausgesetzt war (bezeichnet als
"heiß") sowie als "abgeschreckt" zwischen Kupferblöcken, um die Härte der
Schweißumgebung zu variieren. Proben wurden anschließend in einem Vakuum
bei 1080ºC für eine halbe Stunde getempert und wurden unter Verwendung eines
Argon-Spülgases abgeschreckt. Rissbildungs-Suszeptibilität wurde basierend auf:
(1) Risstiefe, welche aus Querschnitts-Metallographie bestimmt wurde, sowie (2)
der Anzahl von Riss-Indikationen, welche pro Einheit einer linearen
Schweißlänge beobachtet wurde, bestimmt nach Anwenden eines Prägestempel-
Eindringmittels auf die Schweißoberflächen, bewertet.
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Das Ausmaß von PWHT-Rissbildung, welches in Wärme-Einfluss-Zonen (HAZs)
der Mikorplasma-Lichtbogenschweißungen in einer konventionellen Legierung
738 (spezielle-Grenzen-Frequenz, Fsp ~ 10 pct) beobachtet wurde gegenüber
denjenigen, die in Legierung 738 gefunden wurden, welche eine "spezielle" Grenzen-
Frequenz von 50% aufweist, sind in Fig. 8 verglichen. Spezielle Korngrenzen
reduzieren deutlich eine Suszeptibilität gegenüber Rissbildung. Die Rolle von
Niedrig-Σ CSL-Korngrenzen im Minimieren von PWHT-Rissbildung ist weiterhin
in Fig. 9 hervorgehoben, welche eine Rissdichte (in Anzahl pro cm der
Schweißstelle) und/oder kumulativer Tiefe (pro Einheitslänge einer Schweißstelle) in der
HAZ einer Kanten- und einer Schweißstelle mit auf einer Platte aufgetragenem
Material, welche durch Mikroplasma-Lichtbogen- und TIG-Verfahren gebildet
wurden, vergleicht. "Spezielle" Korngrenzen reduzieren die Rissdichte in "auf
einer Platte aufgetragenes Material" (Mikroplasma-Lichtbogen) und (TIG)
Kanten-Schweißstellen, welche ohne Kühlung des Ausgangsmaterials (heiß) gebildet
wurden, um Faktoren von 5 bzw. 1,5. Keine deutlichen Unterschiede in einer
Post-Schweiß-Wärme-Behandlungs-Rissdichte waren in Schweißstellen
offensichtlich, welche gebildet wurden unter Verwenden nicht so nachteiliger
Schweißprozeduren oder Geometrien (z. B. Mikroplasma-Kante) oder
abgeschrägter TIG-"Kanten"-Schweißungen.
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Ein Ändern der Korngrenzen-Eigenschafts-Verteilung zugunsten von Niedrig-Σ
CSL-Grenzflächen reduziert die Vermehrung der Längen von Rissen in dem HAZ
von Schweißungen um ein 3- bis 50faches. Somit reduziert, sogar in diesen Fällen,
wo eine Korngrenz-Struktur keinen offensichtlichen Effekt auf eine
Rissdichte aufweist, die Anwesenheit von "speziellen" Korngrenzen deutlich die
Länge einer Rissvermehrung. Gemäß Fig. 9(a) tritt eine Rissbildung weniger stark in
"Kanten"-Schweißstellen auf, welche aus GBE-Ausgangsmaterial durch weniger
nachteilige Techniken (z. B. TIG (heiß)) produziert wurden, als in denjenigen,
welche in konventionellem Material durch teuere und hochentwickeltere
Techniken, wie beispielsweise Mikroplasma-Lichtbogen, offensichtlich sind, um
Schweißbarkeit zu verbessern. Es sei angemerkt, dass Risse, welche während
TIG-Schweißen (in dem "abgeschreckten" Zustand) gebildet wurden, nicht von
ausreichender Länge in sowohl dem konventionellen als auch im GBE-Material
waren, um kumulative Risslängen genau zu ermitteln.
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Ähnliche Verbesserungen in Riss-Suszeptibilität wurden auch in Fe-basierten
Legierungen beobachtet, wie durch die Anzahldichte von Rissen bewiesen wurde,
welche in Schweißstellen von konventionellen gegenüber bearbeiteten
Legierungen V-57 beobachtet wurden, was in Fig. 9(b) präsentiert ist. Material, welches
bearbeitet wurde, um eine hohe Frequenz von "speziellen" Korngrenzen zu
enthalten, zeigt eine Abnahme des zwischen 2,5- und 6-fachen in einer Post-
Schweißen-Wärmebehandlungs-Rissdichte über den konventionell bearbeiteten
Legierungen V57. Unglücklicherweise waren PWHT-Risse von nicht
ausreichender Länge, um die kumulative/Gesamt-Risslänge entlang der Schweißstelle zu
bewerten.
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Diese Ergebnisse unterstreichen den Nutzen des Veränderns der
kristallografischen Struktur von Korngrenzen, um die Schweißbarkeit zu verbessern; was das
Potential zum Minimieren der Verwendung von teueren exotischen
Schweißtechniken oder unhandlichen und zeitraubenden Material-Bearbeitungsvorkehrungen
(z. B. Vorlösen von Legierungen etc.) bietet, welche vorher notwendig waren, um
PWHT-Rissbildung in ausscheidungsgehärteten Superlegierungen zu mildern.
REFERENZLISTE
-
1. R.W. Fawley, "Superalloy Progress", in Superalloys, Perigon Press: New
York, 1983, S. 3-29.
-
2. G.W. Meetham, "High Temperature Materials in Gas Tubine Engines",
Materials & Design, Vol. 9, 1988, S. 213.
-
3. N.S. Stolof, "Wrought and P/M Superalloys" in ASTM Metals Handbook,
Vol. 1, ASM International: Metals Park Ohio, 1990, S. 950.
-
4. E.F. Bradely, Superalloys: A. Technical Guide, ASM International: Metals
Park Ohio, 1988, S. 9.
-
5. American Society for Metals (ASM), Superalloys, in Metals Handbook
(Desk Edition), Metals Park: Ohio; ASM Publishing, 1985, S. 16·5-16·17.
-
6. A. Shaffiq, "The Design and Fabrication of Nickel-Based Superalloys",
Journal of Metals (JOF), 1990, S. 24-26.
-
7. W. Berrerridge, "Nickel and Cobalt-Based Superalloys and Heat
Resistance Alloys", Materials Science and Technology, 1992, Vol. 7, S. 643
-692.
-
8. M.L. Kronberg und F.H. Wilson, Transversal. T.M.S. - A.I.M.E., Vol.
185, 1945, S. 501.
-
9. D.G. Brandon, "The Structure of High Angle Grain Boundaries", Acta
Met. Vol. 14, 1966, S. 1479.
-
10. P. Lin et. al., Scripta Metallurgica, Vol. 33, 1995, S. 1387.
-
11. G. Palumbo et. al., Scripta Metallurgica and Materialia, Vol. 25, 1991, S.
1775.
-
12. H. Kokawa, T. Watanabe und S. Karashima, Phil. Mag. "A", Vol. 44,
1981, S. 1239.
-
13. T. Watanabe, Res. Mechanica, Vol. 11, 1984, S. 47.
-
14. G. Palumbo, K.T. Aust, "Special Properties of Σgrain Boundaries ", in
Materials Interfaces: Atomic-level Structure and Properties, Chapman and
Hall: London, Eds. D. Wolfund S. Yip, (1992), S. 190.
-
15. G. Palumbo, E.M. Lehockey, und A.M. Brennenstuhl, US
Patentanmeldung Nr. 08/609, 326, 1996.
-
16. G. Palumbo, E.M. Lehockey, und A.M. Brennenstuhl, US
Patentanmeldung Nr. 08/609, 327, 1996.
-
17. G. Palumbo, US Patentanmeldung Nr. 07/994, 346, 1992.
-
18. E.M. Lehockey, A.M. Brennenstuhl, G. Palumbo und P. Lin, Journal of
British Corrosion, (Accepted February 1998), im Druck.
-
19. E.M. Lehockey und G. Palumbo, Materials Science and Engineering "A",
1997, Vol. A237, S. 168-172.
-
20. J.A. Venables und C.J. Harland, Phil. Mag, Vol. 27, 1973, S. 1193.
-
21. American Society for Testing and Materials (ASTM), Annual Book of
Standards, Specification E139, 1996, Vol. 3.01, S. 252-262.
-
22. M.F. Ashby, Acta Metallurgica, 1972, Vol. 20, S. 887-897.
-
23. American Society for Testing and Materials (ASTM), Annual Book of
Standards, Specification E466, 1996, Vol. 3.01, S. 456-469.
-
24. American Society for Testing and Materials (ASTM), Annual Book of
Standards, Specification E1150, 1996, Vol. 3.01, S. 740-749.
-
25. American Society for Testing and Materials (ASTM), Annual Book of
Standards, G-28-85, 1985, S. 91.
-
26. V.P. Swaminathan und P. Lowden, Gas Turbine Life Assessment and
Repair Guide, EPRI Report GS-6544, 1989.
-
27. Zhang und W. Wu, Supplement of Journal de Physique, 1993, Vol. 3, 5.
319-326.