EP0274631A1 - Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines in groben Längsgerichteten stengelförmigen Kristalliten vorliegenden Werkstücks aus einer oxyddispersiongsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bei Raumtemperatur - Google Patents

Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines in groben Längsgerichteten stengelförmigen Kristalliten vorliegenden Werkstücks aus einer oxyddispersiongsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bei Raumtemperatur Download PDF

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EP0274631A1
EP0274631A1 EP87117524A EP87117524A EP0274631A1 EP 0274631 A1 EP0274631 A1 EP 0274631A1 EP 87117524 A EP87117524 A EP 87117524A EP 87117524 A EP87117524 A EP 87117524A EP 0274631 A1 EP0274631 A1 EP 0274631A1
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EP
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weight
temperature
room temperature
workpiece
cooled
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
    • C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
    • C22C32/0026—Matrix based on Ni, Co, Cr or alloys thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to the improvement of the mechanical properties of oxide dispersion-hardened nickel-based superalloys with overall optimal properties with regard to high-temperature strength, long-term stability and ductility.
  • it relates to a method for increasing the ductility of a workpiece made of an oxide dispersion-hardened nickel-base superalloy in coarse, longitudinally shaped, columnar crystallites at room temperature, the workpiece being produced by powder metallurgy, extruded or forged or hot-isostatically pressed and then zone-annealed.
  • Oxide dispersion-hardened nickel-based superalloys are characterized by high heat resistance, in particular creep resistance and fatigue strength at the highest working temperatures. In lower temperature ranges, especially at room temperatures, however, these alloys are comparatively brittle and also have a low shear strength compared to conventional high-temperature alloys. This complicates their use as blade material in gas turbine construction, since a rotor blade is usually exposed to very different complex thermal and mechanical stresses in terms of time and location.
  • the blade root usually a kind of "fir tree construction" for anchoring in the rotor body, is always subjected to tensile, compressive and shear stresses and is therefore particularly at risk.
  • the material to be used must therefore have a certain minimum ductility and shear strength.
  • the invention is based on the object of specifying a method for improving the ductility of a workpiece consisting of a coarse-grained oxide dispersion-hardened nickel-based superalloy which can be carried out easily and does not impair the other material properties, particularly in the high temperature range.
  • the process is said to increase the comparatively low ductility in the transverse direction of the longitudinal stem crystallites appreciably. This should be accompanied by an increase in shear strength.
  • the majority of the commercially used oxide-hardened nickel-based superalloys contain, apart from the dispersoids, the well-known ⁇ phase in finely divided deposits. It could be shown that the ductility, especially in the low temperature range (eg at room temperature), is essentially dependent on the amount, shape and distribution of this ⁇ phase. It is therefore a matter of bringing this phase into a suitable form or in solution in the matrix, which is according to the invention according to with the help of the above-mentioned heat treatment and targeted cooling of the workpiece.
  • the creep limit and fatigue strength are not adversely affected by the at least partial dissolution of the ⁇ in phase in the matrix in view of the highest operating temperature of the alloy.
  • the figure shows:
  • T1 is the maximum permissible solution temperature for the ⁇ phase in the ⁇ matrix, which is determined by the melting point of the deep-melting phase of the superalloy. In order to prevent melting of this phase with certainty, T 1 must still be around 10 ° C below the lowest melting point (solidus point) of the alloy.
  • T2 is the minimum required solution annealing temperature for the ⁇ phase in the ⁇ matrix. It is assumed that after a finite period of time that is in operation, the entire mass of the ⁇ phase has changed to a solid solution in the ⁇ matrix (ie after a few hours). a is the upper limit of the temperature profile of the slow cooling of the workpiece, which is given by practical operating conditions.
  • Curve 1 relates to the temperature profile of the heat treatment of the material MA 6000 according to Example 1, curve 2 to that of MA 6000 according to Example 2.
  • the temperature curve according to curve 3 relates to a workpiece of the alloy according to example 3.
  • a prismatic sample 180 mm long, 50 mm wide and 12 mm thick was machined from an oxide dispersion-hardened nickel-based alloy with the trade name MA 6000 (INCO).
  • the raw material had undergone the following thermomechanical and thermal treatments at the manufacturer: - hot extrusion - hot rolling - Zone annealing on elongated coarse grain at 1270 ° C - Annealing at 1230 ° C / 1/2 h, air cooling - Annealing at 955 ° C / 2 h, air cooling - Annealing at 845 ° C / 24 h, air cooling
  • the mechanical properties of the material in the form of elongated crystallites in the delivery state were determined as follows (long-term values at room temperature Transverse direction of the crystallites): - yield strength (0.2%) 1095 MPa - tensile strength 1187 MPa - elongation 2.48%
  • the workpiece was then subjected to a heat treatment as follows: - Warming up to 1180 ° C under an argon atmosphere - Solution annealing at 1180 ° C for 2 1/2 hours - Cool down to 640 ° C at a rate of 0.5 ° C / min - Cool down to room temperature in air
  • the raw material had undergone the following thermomechanical and thermal treatments at the manufacturer: - hot extrusion - Zone annealing on elongated coarse grain at 1270 ° C
  • the mechanical properties of the material in the form of elongated crystallites in the delivery state were determined as follows (values at room temperature): In the longitudinal direction of the crystallites: - yield strength (0.2%) 1186 MPa - tensile strength 1210 MPa - elongation 1.37% In the transverse direction of the crystallites: - yield strength (0.2%) 1228 MPa - tensile strength 1232 MPa - elongation 0.33%
  • the workpiece was then subjected to a heat treatment as follows: - Warming up to 1260 ° C under an argon atmosphere - Solution annealing at 1260 ° C for 1 h - Cool down to 600 ° C at a rate of 0.5 ° C / min - Cool down to room temperature in air
  • a prismatic sample 120 mm long, 40 mm wide and 10 mm thick was machined from an oxide dispersion-hardened nickel-based alloy.
  • the raw material had undergone the following thermomechanical and thermal treatments at the manufacturer: - hot extrusion - Zone annealing on elongated coarse grain at 1260 ° C - Annealing at 1230 ° C / 1/2 h, air cooling - Annealing at 955 ° C / 2 h, air cooling - Annealing at 845 ° C / 24 h, air cooling
  • the mechanical properties of the material in the form of elongated crystallites as delivered were determined as follows (values at room temperature in the transverse direction of the crystallites): - yield strength (0.2%) 1316 MPa - tensile strength 1348 MPa - elongation 0.41%
  • the workpiece was then subjected to a heat treatment as follows: - Warming up to 1260 ° C under an argon atmosphere - Solution annealing at 1260 ° C for 1 h - Cool down to 700 ° C at a rate of 0.4 ° C / min - Cool down to room temperature in air
  • the solution annealing temperature for this type of oxide dispersion hardened nickel-based superalloys can be selected within the limits of T2 (1160 ° C) and T1 (1280 ° C). Depending on the workpiece and operational requirements, the solution annealing time is preferably between 1/2 h and 5 h.
  • the cooling rate during the cooling process after solution annealing can be selected within the limits of 5 ° C / min and 0.1 ° C / min. Approx. 0.5 ° C / min are preferred.
  • the lower temperature T3 up to which the heat treatment is to be carried out at a defined cooling rate can be chosen freely between the limits of 500 and 700 ° C.

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Abstract

Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines in groben längsgerichteten stengelförmigen Kristalliten vorliegenden Werkstücks aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bei Raumtemperatur, indem das zuvor zonengeglühte Werkstück unter Argonatmosphäre während 1/2 h bis 5 h einer Lösungsglühung im Temperaturbereich zwischen 1160 und 1280 °C und anschliessend einer gezielten Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 0,1 °C/min bis 5 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C unterworfen wird. Daraufhin wird das Werkstück an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Bevorzugte gezielte Abkühlungsgeschwindigkeit: ca. 0,5 °C/min.

Description

    Technisches Gebiet
  • Oxyddispersionsgehärtete Superlegierungen auf der Basis von Nickel, welche dank ihrer hervorragenden mechanischen Eigen­schaften be hohen Temperaturen beim Bau thermischer Maschinen Verwendung finden. Bevorzugte Verwendung als Schaufelwerk­stoff für Gasturbinen.
  • Die Erfindung bezieht sich auf die Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Super­legierungen mit insgesamt optimalen Eigenschaften bezüglich Hochtemperaturfestigkeit, Langzeitstabilität und Duktilität.
  • Insbesondere betrifft sie ein Verfahren zur Erhöhung der Duk­tilität eines in groben längsgerichteten stengelförmigen Kri­stalliten vorliegenden Werkstücks aus einer oxyddisperions­gehärteten Nickelbasis-Superlegierung bei Raumtemperatur, wobei das Werkstück pulvermetallurgisch hergestellt, strang­gepresst oder geschmiedet oder heiss-isostatisch gepresst und anschliessend zonengeglüht wird.
    • Stand der Technik
  • Zum Stand der Technik wird folgende Literatur zitiert:
    - G.H. Gessinger, Powder Metallurgy of Superalloys, Butter­worths, London, 1984
    - R.F. Singer and E. Arzt, To be published in: Conf. Proc. "High Temperature Materials for Gas Turbines", Liège, Belgium, Oktober 1986
    - J.S. Benjamin, Metall. Trans. 1970, 1, 2943 - 2951
    - M.Y. Nazmy and R.F. Singer, Effect of inclusions on tensile ductility of a nickel-base oxide dispersion strengthened superalloy, Scripta Metallurgica, Vol. 19, pp. 829-832, 1985, Pergamon Press Ldt.
    - T.K. Glasgow, "Longitudinal Shear Behaviour of Several Oxide Dispersion Strengthened Alloys", NASA TM-78973 (1978).
  • Oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierungen zeichnen sich durch hohe Warmfestigkeit, insbesondere Kriechfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit bei höchsten Arbeitstemperaturen aus. In tieferen Temperaturbereichen, insbesondere bei Raumtempera­turen sind jedoch diese Legierungen vergleichsweise spröde und haben ausserdem im Vergleich zu konventionellen Hochtempera­turlegierungen eine geringe Scherfestigkeit. Dies erschwert ihre Verwendung als Schaufelmaterial im Gasturbinenbau, da eine Rotorschaufel in der Regel zeitlich und örtlich sehr verschiedenen komplexen thermischen und mechanischen Bean­spruchungen ausgesetzt ist. Insbesondere der Schaufelfuss, meist eine Art "Tannenbaumkonstruktion" zwecks Verankerung im Rotorkörper ist stets Zug-, Druck- und Schubspannungen unterworfen und demzufolge besonders gefährdet. Ausserdem sollte er Deformationen übernehmen können, um sich den Betriebs­ bedingungen anpassen zu können. Der zu verwendende Werkstoff muss daher eine bestimmte minimale Duktilität und Scherfestig­keit aufweisen.
  • Es besteht daher ein Bedürfnis, die obigen Mängel weitgehend zu beseitigen und Wege zur Verbesserung des Werkstoffverhaltens im Betrieb aufzuzeigen.
    • Darstellung der Erfindung
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Verbesserung der Duktilität eines aus einer grobkörnigen oxyd­dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bestehenden Werkstücks anzugeben, das sich einfach durchführen lässt und den übrigen Werkstoffeigenschaften, insbesondere im Hochtempera­turbereich keinen Abbruch tut. Das Verfahren soll insbesondere die vergleichweise geringe Duktilität in der Querrichtung der längsgerichteten Stengelkristallite nahmhaft erhöhen. Damit einher soll eine Erhöhung der Scherfestigkeit erreicht werden.
  • Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass im eingangs erwähnten Vefahren das Werkstück nach dem Zonenglühen unter Argonatmos­phäre während 1/2 bis 5 h einer Lösungsglühung bei einer Tem­peratur zwischen 1160 und 1280 °C unterworfen und anschlies­send mit einer Geschwindigkeit zwischen 0,1 °C/min und 5 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C abgekühlt und darauf­hin in Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
  • Der Grossteil der komerziell verwendeten oxyddispersionsgehär­teten Nickelbasis-Superlegierungen enthält ausser den Disper­soiden die bekannte γʹ-Phase in feinverteilten Auscheidungen. Es konnte gezeigt werden, dass die Duktilität insbesondere im tiefen Temperaturbereich (z.B. bei Raumtemperatur) wesentlich von der Menge, Form und Verteilung dieser γʹ-Phase abhängig ist. Es handelt sich also darum, diese Phase in eine geeignete Form bzw. in der Matrix in Lösung zu bringen, was erfindungs­ gemäss mit Hilfe der oben genannten Wärmebehandlung und geziel­ter Abkühlung des Werkstücks geschieht. Da die Hochtemperatur­eigenschaften der oxyddispersionsgehärteten Legierungen haupt­sächlich durch die Dispersoide bestimmt sind, werden Kriech­grenze und Ermüdungsfestigkeit durch die mindestens teilweise Lösung der γʹ-Phase in der Matrix in Anbetracht der höchsten Einsatztemperatur der Legierung nicht nachteilig beeinflusst.
    • Weg zur Ausführung der Erfindung
  • Die Erfindung wird anhand der durch eine Figur näher erläuter­ten Ausführungsbeispiele beschrieben:
  • Dabei zeigt die Figur:
  • Ein Diagramn des Temperaturverlaufs in Funktion der Zeit bei der Durchführung des Verfahrens. T₁ ist die höchstzulässige Lösungstemperatur für die γʹ-Phase in der γ-Matrix, welche durch den Schmelzpunkt der tiefstschmelzenden Phase der Super­legierung bestimmt wird. Um mit Sicherheit ein Anschmelzen dieser Phase zu verhindern, muss T₁ noch um einen Wert von ca. 10 °C unter dem tiefsten Schmelzpunkt (Soliduspunkt) der Legierung 1egen. T₂ ist die mindest notwendige Lösungsglüh­temperatur für die γʹ-Phase in der γʹ-Matrix. Dabei wird angenom­men, dass nach einer endlichen Zeit, welche im Betrieb vert,ret­bar ist (d.h. nach eingen Stunden) die gesamte Masse der γʹ-Phase in feste Lösung in der γ-Matrix übergegangen ist. a ist die obere Grenze des Temperaturverlaufs der langsamen Abkühlung des Werkstücks, die durch praktische Betriebsbedingungen gegeben ist. Eine noch langsamere Abkühlung wäre unwirtschaftlich und ist nicht notwendig. b ist die untere Grenze des Temperatur­verlaufs der langsamen Abkühlung des Werkstücks. Eine schnellere Abkühlung ist nicht zulässig, da sich dabei zumindest ein Teil der in Lösung befindlichen γʹ-Phase wieder ausscheiden würde. Kurve 1 bezieht sich auf den Temperaturverlauf der Wärmebehand ung des Werkstoffs MA 6000 gemäss Beispiel 1, Kurve 2 auf denjenigen von MA 6000 gemäss Beispiel 2. Der Temperaturverlauf nach Kurve 3 bezieht sich auf ein Werkstück der Legierung gemäss Beispiel 3.
    • Ausführungsbeispiel 1:
  • Siehe Kurve 1 der Figur!
  • Aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasislegierung mit dem Handelsnamen MA 6000 (INCO) wurde eine prismatische Probe von 180 mm Länge, 50 mm Breite und 12 mm Dicke herausgearbei­tet. Der Werkstoff hatte die nachfolgende Zusammensetzung:
    Cr = 15 Gew.-%
    W = 4,0 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    Al = 4,5 Gew.-%
    Ti = 2,5 Gew.-%
    Ta = 2,0 Gew.-%
    C = 0,05 Gew.-%
    B = 0,01 Gew.-%
    Zr = 0,15 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest

  • Das Ausgangsmaterial hatte beim Hersteller folgende thermo­mechanischen und thermischen Behandlungen durchgemacht:
    - Warmstrangpressen
    - Warmwalzen
    - Zonenglühen auf längliches Grobkorn bei 1270 °C
    - Glühen bei 1230 °C/1/2 h, Luftabkühlung
    - Glühen bei 955 °C/2 h, Luftabkühlung
    - Glühen bei 845 °C/24 h, Luftabkühlung

  • Die mechanischen Eigenschaften des in Form von langgestreckten Kristalliten vorliegenden Materials im Anlieferungszustand wurden wie folgt bestimmt (Werte bei Raumtemperatur in langer Querrichtung der Kristallite):
    - Streckgrenze (0,2 %)      1095 MPa
    - Zugfestigkeit      1187 MPa
    - Dehnung      2,48 %

  • Das Werkstück wurde nun einer Wärmebehandlung wie folgt unter­worfen:
    - Erwärmen unter Argonatmosphäre bis auf 1180 °C
    - Lösungsglühen bei 1180 °C während 2 1/2 h
    - Abkühlen bis auf 640 °C mit einer Geschwindig­keit von 0,5 °C/min
    - Abkühlen bis auf Raumtemperatur an Luft

  • Nach dieser Behandlung stellten sich die mechanischen Eigen­schaften wie folgt (Werte bei Raumtepmeratur in langer Quer­richtung der Kristallite):
    - Streckgrenze (0,2 %)      930 MPa
    - Zugfestigkeit      1147 MPa
    - Dehnung      4,30 %
    • Ausführungsbeispiel 2:
  • Siehe Kurve 2 der Figur!
  • Aus der Nickelbasislegierung MA 6000 mit der Zusammensetzung gemäss Beispiel 1 wurde eine Gasturbinenschaufel mit folgenden Massen des Schaufelblattes (Tragflügelprofil) herausgearbeitet:
    Höhe = 160 mm
    Breite = 40 mm
    max. Dicke = 8 mm
    Profilhöhe = 13 mm

  • Das Ausgangsmaterial hatte beim Hersteller folgende thermo­mechanischen und thermischen Behandlungen durchgemacht:
    - Warmstrangpressen
    - Zonenglühen auf längliches Grobkorn bei 1270 °C

  • Die mechanischen Eigenschaften des in Form von langgestreckten Kristalliten vorliegenden Materials im Anlieferungszustand wurden wie folgt bestimmt (Werte bei Raumtemperatur):

    In Längsrichtung der Kristallite:

    - Streckgrenze      (0,2 %) 1186 MPa
    - Zugfestigkeit      1210 MPa
    - Dehnung      1,37 %

    In Querrichtung der Kristallite:

    - Streckgrenze (0,2 %) 1228 MPa
    - Zugfestigkeit      1232 MPa
    - Dehnung      0,33 %
  • Das Werkstück wurde nun einer Wärmebehandlung wie folgt unter­worfen:
    - Erwärmen unter Argonatmosphäre bis auf 1260 °C
    - Lösungsglühen bei 1260 °C während 1 h
    - Abkühlen bis auf 600 °C mit einer Geschwindig­keit von 0,5 °C/min
    - Abkühlen bis auf Raumtemperatur an Luft

  • Nach dieser Behandlung stellten sich die mechanischen Eigen­schaften wie folgt (Werte bei Raumtemperatur):

    In Längsrichtung der Kristallite:

    - Streckgrenze (0,2 %)      1028 MPa
    - Zugfestigkeit      1200 MPa
    - Dehnung      5,37 %

    In Querrichtung der Kristallite:

    - Streckgrenze (0,2 %)      1038 MPa
    - Zugfestigkeit      1165 MPa
    - Dehnung      1,97 %
    • Ausführungsbeispiel 3: Siehe Kurve 3 der Figur!
  • Aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasislegierung wurde eine prismatische Probe von 120 mm Länge, 40 mm Breite und 10 mm Dicke herausgearbeitet. Der Werkstoff hatte die nach­folgende Zusammensetzung:
    Cr = 19,6 Gew.-%
    W = 3,6 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    Al = 6,0 Gew.-%
    Fe = 1,4 Gew.-%
    C = 0,04 Gew.-%
    B = 0,017 Gew.-%
    Zr = 0,12 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest

  • Das Ausgangsmaterial hatte beim Hersteller folgende thermo­mechanischen und thermischen Behandlungen durchgemacht:
    - Warmstrangpressen
    - Zonenglühen auf längliches Grobkorn bei 1260 °C
    - Glühen bei 1230 °C/1/2 h, Luftabkühlung
    - Glühen bei 955 °C/2 h, Luftabkühlung
    - Glühen bei 845 °C/24 h, Luftabkühlung

  • Die mechanischen Eigenschaften des in Form von langgestreckten Kristalliten vorliegenden Materials im Anlieferungszustand wurden wie folgt bestimmt (Werte bei Raumtemperatur in Quer­richtung der Kristallite):
    - Streckgrenze (0,2 %)      1316 MPa
    - Zugfestigkeit      1348 MPa
    - Dehnung      0,41 %

  • Das Werkstück wurde nun einer Wärmebehandlung wie folgt unter­zogen:
    - Erwärmen unter Argonatmosphäre bis auf 1260 °C
    - Lösungsglühen bei 1260 °C während 1 h
    - Abkühlen bis auf 700 °C mit einer Geschwindig­keit von 0,4 °C/min
    - Abkühlen bis auf Raumtemperatur an Luft

  • Nach dieser Behandlung stellten sich die mechanischen Eigen­schaften wie folgt (Werte bei Raumtemperatur in Querrichtung der Kristallite):
    - Streckgrenze (0,2 %)      1095 MPa
    - Zugfestigkeit      1221 MPa
    - Dehnung      1,29 %

  • Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt. Die Lösungsglühtemperatur für diese Art oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierungen kann innerhalb der Grenzen von T₂ (1160 °C) und T₁ (1280 °C) gewählt werden. Die Zeitdauer der Lösungsglühung liegt je nach Werkstück und betrieblichen Erfordernissen vorzugsweise zwischen 1/2 h und 5 h. Die Abküh­lungsgeschwindigkeit während des Abkühlungsprozesses nach der Lösungsglühung kann innerhalb der Grenzen von 5 °C/min und 0,1 °C/min gewählt werden. Bevorzugt werden ca. 0,5 °C/min. Die untere Temperatur T₃, bis zu welcher die Wärmebehandlung mit definierter Abkühlungsgeschwindigkeit durchgeführt werden soll, kann frei zwischen den Grenzen von 500 und 700 °C gewählt werden.
  • Aus den Beispielen geht hervor, dass die im Zugversuch bei Raumtemperatur festgestellte Dehnung am fertigen Werkstück in der Längsrichtung der Stengelkristallite bis ca. auf das Doppelte, in der langen Querrichtung durchschnittlich bis auf das Fünffache gesteigert werden konnte. Weitere Versuche zeigten, dass damit auch eine namhafte Steigerung der Duktili­tät verbunden ist.

Claims (4)

1. Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines in groben längs­gerichteten stengelförmigen Kristalliten vorliegenden Wer­stücks aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegerung bei Raumtemperatur, wobei das Werkstück pulvermetallurgisch hergestellt, stranggepresst oder ge­schmiedet oder heissisostatisch gepresst und anschlies­send zonengeglüht wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück nach dem Zonenglühen unter Argonatmosphäre während 1/2 bis 5 h einer Lösungsglühung bei einer Temperatur zwi­schen 1160 und 1280 °C unterworfen und anschliessend mit einer Geschwindigkeit zwischen 0,1 °C/min und 5 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C abgekühlt und daraufhin in Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück aus einem Werkstoff der nachfolgenden Zusammen­setzung

Cr = 15 Gew.-%
W = 4,0 Gew.-%
Mo = 2,0 Gew.-%
Al = 4,5 Gew.-%
Ti = 2,5 Gew.-%
Ta = 2,0 Gew.-%
C = 0,05 Gew.-%
B = 0,01 Gew.-%
Zr = 0,15 Gew.-%
Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
Ni = Rest

besteht, und dass das Werkstück unter Argonatmosphäre während 1 h einer Lösungsglühung bei einer Temperatur von 1260 °C unterworfen und anschliessend mit einer Geschwindigkeit von 0,5 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C abgekühlt und daraufhin in Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück aus einem Werkstoff der nachfolgenden Zusammen­setzung

Cr = 15 Gew.-%
W = 4,0 Gew.-%
Mo = 2,0 Gew.-%
Al = 4,5 Gew.-%
Ti = 2,5 Gew.-%
Ta = 2,0 Gew.-%
C = 0,05 Gew.-%
B = 0,01 Gew.-%
Zr = 0,15 Gew.-%
Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
Ni = Rest

besteht, und dass das Werkstück unter Argonatmosphäre während 2 1/2 h einer Lösungsglühung bei einer Temperatur von 1180 °C unterworfen und anschliessend mit einer Geschwindigkeit von 0,5 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C abgekühlt und daraufhin in Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Werkstück aus einem Werkstoff der nachfolgenden Zusammen­setzung

Cr = 19,6 Gew.-%
W = 3,6 Gew.-%
Mo = 2,0 Gew.-%
Al = 6,0 Gew.-%

Fe = 1,4 Gew.-%
C = 0,04 Gew.-%
B = 0,017 Gew.-%
Zr = 0,12 Gew.-%
Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
Ni = Rest

besteht, und dass das Werkstück unter Argonatmosphäre während 1 h einer Lösungsglühung bei einer Temperatur von 1260 °C unterworfen und anschliessend mit einer Geschwindigkeit von 0,4 °C/min bis auf eine Temperatur von 500 bis 700 °C abgekühlt und daraufhin in Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
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