EP0318887A1 - Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und Verminderung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen eines Werkstücks aus einer oxyddisperionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung - Google Patents

Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und Verminderung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen eines Werkstücks aus einer oxyddisperionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung Download PDF

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EP0318887A1
EP0318887A1 EP88119778A EP88119778A EP0318887A1 EP 0318887 A1 EP0318887 A1 EP 0318887A1 EP 88119778 A EP88119778 A EP 88119778A EP 88119778 A EP88119778 A EP 88119778A EP 0318887 A1 EP0318887 A1 EP 0318887A1
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EP
European Patent Office
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surface zone
cold
oxide dispersion
fatigue strength
weight
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EP88119778A
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EP0318887B1 (de
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Wilhelm Ebeling
Mohamed Yousef Dr. Nazmy
Markus Staubli
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General Electric Switzerland GmbH
ABB Asea Brown Boveri Ltd
Original Assignee
BBC Brown Boveri AG Switzerland
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    • 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, ductility and service life.
  • the fatigue, creep behavior and tendency to embrittlement of governing mechanisms play an important role in the course of temperature and load cycles of a component.
  • it relates to a method for increasing the fatigue strength and reducing the susceptibility to cracking at high temperatures and when going through a temperature cycle of a workpiece made of an oxide dispersion-hardened, in the form of coarse longitudinally oriented stem crystals or in the form of a single crystal nickel-based superalloy.
  • Gas turbine blades are exposed to complex thermal and mechanical stresses during operation.
  • the rapidly changing load and the switching off and restarting of the gas turbine place extremely high demands on the blades.
  • the blade material is subjected to creep, static and dynamic stresses, various types of fatigue and thermal shock in a wide temperature range. This shows that the fatigue that occurs with small numbers of load changes but large amplitudes in the mechanically and thermally cycled cycles is particularly dangerous and that the service life of the workpiece is reduced in an apparently disproportionate manner.
  • the heat-resistant oxide dispersion-hardened nickel-based superalloys are characterized by low ductility, especially in the transverse direction of the crystals, especially in the state of coarse, longitudinally oriented stem crystals. It could be shown that the cracking under fatigue stress at high temperatures and when passing a kriti temperature range always begins at the surface of the workpiece (see "Thermal fatigue of materials and components", pp. 123-140). The properties and the behavior of the surface zone of the highly stressed gas turbine blade are therefore of crucial importance for its service life.
  • the invention is based on the object of specifying a method for increasing the fatigue strength and reducing the susceptibility to cracking at high temperatures and when passing through critical temperature and load cycles of a workpiece made of an oxide dispersion-hardened nickel-based superalloy.
  • the process should be simple and inexpensive and should be applicable to workpieces of any shape.
  • This object is achieved in that the ductility of the surface zone of the workpiece is increased in the method mentioned at the outset by cold working to a depth of at least 100 ⁇ m by at least one value which corresponds to a plastic elongation of 2% at room temperature.
  • FIG. 1 shows a diagram in which the course of the elongation at break obtained in the creep test is shown as a function of the degree of cold deformation.
  • the alloy was in the form of coarse, longitudinally oriented stem crystals with an average length of 15 mm, 3.5 mm width and 1.5 mm thickness.
  • the degree of cold deformation is plotted on the abscissa in the form of the plastic pre-expansion ⁇ under tensile stress.
  • the creep tests were carried out at the constant temperature of 950 ° C under the constant tensile stress of 230 MPa.
  • the respective elongation at break ⁇ R when the samples are torn is plotted on the ordinate.
  • the increase in ⁇ R as a function of the pre-stretching ⁇ is striking. It is a measure of the ductility of the material in this state, which is completely surprising, since comparatively non-dispersion hardened super alloys show the opposite behavior.
  • FIG. 2 shows a diagram in which the course of the time t R until breakage in the creep test is plotted as a function of the degree of cold deformation (pre-expansion ⁇ ). Above a pre-stretch of 2.5%, the specimen breaks under the load of 230 MPa at 950 ° C in a very short time: there is practically no creep resistance and the conditions of the short-term tensile test at elevated temperature are actually in front of you. The material behaves completely ductile, in contrast to its properties as a heat-resistant alloy in the initial state. The extremely plastic Behavior of the material in this changed state allows it to reduce stress peaks and absorb otherwise dangerous deformations that lead to crack formation.
  • the pre-stretch ⁇ is given as a parameter in%. There is an almost linear relationship between the time reached at break and the corresponding elongation at break, taking into account different levels of pre-stretch, up to a critical pre-stretch of approx. 2.5%. If the pre-stretching ⁇ is further increased (not shown in this diagram), then only the elongation at break ⁇ R increases (see FIG. 1), the time t R until the fracture is practically irrelevant (short-term test). With a pre-stretching ⁇ of approx. 3%, the plastic cold deformability of the material in the state of coarse stem crystals is exhausted. Continued cold forming would lead to breakage.
  • FIG. 4 relates to a schematic perspective illustration of a gas turbine blade, the blade of which is cut transversely to show the cross section.
  • 1 is the blade root, 2 the blade, whose longitudinal stem crystals 3 are made visible (for example by macro-etching). 4 shows the undeformed core in cross section (unetched). 5 is the cold worked surface zone (e.g. shot peening or rolling).
  • thermo fatigue for example: isothermal, shifted phases, counter phase, asynchronous cycles, etc.
  • Platelet-shaped test specimens with the dimensions 15 mm x 40 mm x 2.5 mm were machined from an oxide dispersion-hardened nickel-base superalloy with the trade name MA 6000 from INCO.
  • the platelets were now cold-deformed to varying degrees by subjecting them to tensile stress in the longitudinal direction.
  • the platelets were then subjected to a creep test: under a constant tensile load of 230 MPa and a temperature of 950 ° C., both the book elongation ⁇ R and the time t R until the sample broke were determined.
  • the results are shown in Figures 1, 2 and 3. It can be seen from this that a pre-stretch of approx. 2% increases the elongation at break ⁇ R to almost 3 times the value of the untreated sample.
  • the time t R until the break occurs occurs to less than half. Since the elongation at break ⁇ R is a measure of the ductility, ie the deformability, it could be concluded that the susceptibility of a component to cracking during operation can be significantly reduced under changing conditions. With degrees of cold deformation corresponding to a pre-stretching ⁇ of more than 2.5%, the material practically took on a "pseudo-superplastic" character: the samples broke in a very short time and showed elongation at break ⁇ R of over 10%.
  • Cylindrical test specimens were machined from the alloy MA 6000 (composition see above!) In the state of longitudinally oriented stem crystals.
  • the cylinder axis was parallel to the longitudinal direction of the crystals.
  • the test specimens had a diameter of 5 mm and a length of 25 mm. They were rolled on a lathe in such a way that the surface area was cold formed to an average depth of approx. 100 ⁇ m by 2%. Accordingly, the total cross section of 19.0 mm2 was 92% (18.03 mm2) from the undeformed core and 8% (1.57 mm2) from the deformed surface zone.
  • test specimens were then subjected to a fatigue test, the temperature and the load being changed periodically and synchronously according to the diagram in FIG. 5. Accordingly, the tensile stress was in phase with the upper limit temperature, while the compressive stress was in phase with the lower limit temperature.
  • the load was set so that a maximum tensile stress of 100 MPa at 900 ° C alternated with a maximum compressive stress of 100 MPa to 300 ° C in the respective test specimen.
  • the untreated comparative samples broke under the conditions mentioned after an average of 800 to 1200 load changes, while the test specimens with a cold-formed surface zone withstood 5000 and more load changes until they broke.
  • Cylindrical test specimens were machined from an oxide dispersion hardened nickel-based superalloy.
  • the test specimens had a diameter of 6 mm and a length of 35 mm. They were shot peened all around for 6 minutes under a jet pressure of 8 bar.
  • the steel balls used had a diameter of 0.3 to 0.5 mm.
  • the surface zone was cold-worked to a depth of approximately 150 ⁇ m by an average of 2.5%.
  • the total cross section of 28.4 mm2 consisted of 90% (25.57 mm2) of the undeformed core and 10% (2.83 mm2) of the cold-formed surface zone.
  • test specimens were subjected to a similar fatigue test as described in Example 2.
  • the entire cycle lasted 20 minutes instead of 10 minutes (see FIG. 5).
  • the heating and cooling times each took 4 minutes, the holding times 6 minutes.
  • the upper temperature limit was 980 ° C, the lower 350 ° C.
  • the non-cold-formed comparative samples broke under the conditions mentioned after an average of 300 to 500 load changes, while the test specimens with the cold-formed surface zone lasted at least 2000 load changes until they broke.
  • a gas turbine blade made of the alloy MA 6000 in the state of longitudinally oriented stem crystals was subjected to cold working subject in the surface zone.
  • the surface of the airfoil was shot peened on all sides for 10 minutes under a blasting pressure of 10 bar.
  • the steel balls used had an average diameter of 0.4 mm.
  • the surface zone was cold worked down to a depth of 200 ⁇ m by an average of 3%.
  • the total cross-section of approx. 1150 mm2 therefore consisted of 96.5% (1110 mm2) from the undeformed core and 3.5% (40 mm2) from the cold-formed surface zone.
  • the fatigue test consisted of a kind of thermal shock test with simultaneous periodic application of a tensile load at the upper and a pressure load at the lower temperature. The entire cycle lasted 30 minutes. The heating-up time was 6 minutes, the cooling-down time was 4 minutes and the holding times were 10 minutes each. The highest temperature reached at the top of the airfoil was 1000 ° C, the lowest 400 ° C. At the foot of the airfoil, the temperatures were 850 ° C respectively. 320 ° C. The maximum tensile stresses at the upper temperatures were 120 MPa, the maximum compressive stresses 80 MPa, always acting in the longitudinal axis of the blade.
  • a non-cold-formed gas turbine blade was tested as a reference body.
  • the first clearly visible cracks appeared after 400 to 600 cycles, while the cold-formed blades still showed no visible cracks after 2000 cycles.
  • the airfoil was separated from a gas turbine blade made of the oxide-dispersion-hardened nickel-base superalloy specified in Example 3 and cold-hardened on the surface by repeatedly rolling a hardened steel roller of 30 mm in diameter along the surface lines.
  • the material was in the form of longitudinal, coarse stem crystals.
  • a cold-formed surface zone with an average depth of 150 ⁇ m was created by the rolling.
  • the cold deformation was approximately 2.5%.
  • the total cross-section of around 1100 mm2 thus consisted of 97.3% (1070 mm2) of the undeformed core and 2.7% (30 mm2) of the cold-formed surface zone.
  • the airfoil cutout was subjected to a fatigue test.
  • the direction of force application was parallel to the longitudinal axis of the blade, which was also the longitudinal axis of the stem crystals.
  • the synchronous temperature and load change cycle lasted a total of 60 min.
  • the tension was changed between 100 MPa tension and 100 MPa pressure in such a way that the maximum tension with the maximum temperature of 1050 ° C and the maximum compression stress with the minimum temperature of 450 ° C coincided.
  • the cycle was thus carried out according to the following scheme: - Heating from 450 ° C to 1050 ° C with simultaneous voltage changes from -100 MPa to +100 MPa: 10 min - Hold at 1050 ° C and +100 MPa: 20 min - Cooling from 1050 ° C to 450 ° C with simultaneous voltage change from +100 MPa to -100MPa: 10 min - Hold at 450 ° C and -100 MPa: 20 min Total cycle 60 min
  • the untreated comparative samples broke under the conditions mentioned after an average of 250 to 300 load changes, while the test specimens with the cold-formed surface withstood more than 1000 load changes until they broke. At least three to four times the lifespan of the untreated blades with regard to thermal fatigue under a low number of load cycles is to be expected.
  • the invention is not restricted to the examples of performance. Increasing the fatigue strength and reducing the susceptibility to cracking at high temperatures and when going through a temperature cycle of a workpiece consisting of an oxide dispersion-hardened nickel-base superalloy is accomplished by increasing the ductility (deformability) of its surface zone.
  • the latter is cold worked to a depth of at least 100 ⁇ m at room temperature by at least one value which corresponds to a plastic elongation of 2%.
  • the cold forming is carried out by mechanical processing in the form of targeted milling, turning or grinding or by targeted blasting with solid (shot peening) or liquid particles.

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Abstract

Die Ermüdungsfestigkeit bei hohen Temperaturen und beim Durch­laufen eines Temperaturzyklus eines aus einer oxyddispersions­gehärteten Nickelbasis-Superlegierung bestehenden Werkstücks (2) wird durch Verbesserung der Duktilität seiner Oberflächenzone (5) erhöht, indem letztere bis auf eine Tiefe von mindestens 100 µm um mindestens einen Betrag, der einer plastischen Dehnung von 2 % entspricht, bei Raumtemperatur kaltverformt wird. Gleichzeitig wird die Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen vermindert.

Description

    TECHNISCHES GEBIET
  • Oxyddispersionsgehärtete Superlegierungen auf der Basis von Nickel, welche dank ihrer hervorragenden mechanischen Eigen­schaften bei 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, Duktilität und Lebendauer. Dabei spielen die die Ermüdung, das Kriechverhalten und die Neigung zur Versprödung regierender Mechanismen beim Durchlaufen von Temperatur- und Belastungszyklen eines Bau­teils eine wesentliche Rolle.
  • Insbesondere betrifft sie ein Verfahren zur Erhöhung der Ermü­dungsfestigkeit und Verminderung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen und beim Durchlaufen eines Temperaturzyklus eines Werkstücks aus einer oxyddispersionsgehärteten, in Form von groben längsgerichteten Stengelkristallen oder in Form eines Einkristalls vorliegenden Nickelbasis-Superlegierung.
    • STAND DER TECHNIK
  • Gasturbinenschaufeln sind im Betrieb einer komplizierten thermi­schen und mechanischen Beanspruchung ausgesetzt. Die stark wechselnde Belastung und das Abstellen und wieder Anfahren der Gasturbine stellt an die Schaufeln extrem hohe Anforderungen. Der Schaufelwerkstoff wird auf Kriechen, statische und dynami­sche Spannungen, auf verschiedene Arten der Ermüdung und Thermo­schock in einem weiten Temperaturbereich beansprucht. Dabei zeigt sich, dass die bei kleinen Lastwechselzahlen aber grossen Amplituden bei den mechanisch und thermisch durchlaufenen Zyklen auftretende Ermüdung besonders gefährlich ist und die Lebensdauer des Werkstücks in scheinbar unverhältnismässiger Weise herabsetzt.
  • Diese Erscheinungen sind weitgehend durch mangelhafte Duktili­tät der Werkstoffe in einem kritischen Temperaturbereich be­dingt. Es kommt zu Dislokationen im Kristallverband, die nicht ausgeheilt werden und zu nachteiligen irreversiblen Verände­rungen führen, die vom Werkstoff nicht beliebig lang ertragen werden. Vergl. "Thermal fatigue of materials and components" ASTM Special technical publication 612, Symposium Philadelphia, 17. - 18. Nov. 1975.
  • Die hochwarmfesten oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Super­legierungen zeichnen sich insbesondere im Zustand grober, längsgerichteter Stengelkristalle durch geringe Duktilität, vor allem in der Querrichtung der Kristalle aus. Es konnte gezeigt werden, dass die Rissbildung unter Ermüdungsbeanspru­chung bei hohen Temperaturen und beim Durchlaufen eines kriti­ schen Temperaturbereiches stets ihren Anfang an der Oberfläche des Werkstücks nimmt (vgl. "Thermal fatigue of materials and components", S. 123-140). Die Eigenschaften und das Verhalten der Oberflächenzone der hochbeanspruchten Gasturbinenschaufel sind somit für deren Lebensdauer von ausschlaggebender Bedeutung.
    • DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und Verminderung der Rissan­fälligkeit bei hohen Temperaturen und beim Durchlaufen von kritischen Temperatur- und Lastzyklen eines Werkstücks aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung anzugeben. Das Verfahren soll einfach und kostengünstig sein und sich auf beliebig geformte Werkstücke anwenden lassen.
  • Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass im eingangs erwähnten Verfahren die Duktilität der Oberflächenzone des Werkstücks erhöht wird, indem sie bis auf eine Tiefe von mindestens 100 µm um mindestens einen Wert, der einer plastischen Dehnung von 2 % entspricht, bei Raumtemperatur kaltverformt wird.
  • Es wurde beobachtet, dass in einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung eine plastische Vordehnung (Kaltver­formung) bei Raumtemperatur die Bruchdehnung unter Kriechbean­spruchung bei höheren Temperaturen hinaufsetzt. Dies kann als Mass für die Verformbarkeit des Werkstoffs d.h. seiner Duktilität betrachtet werden. Damit wird der im Anlieferungs­zustand (meist grobkristallin) sonst hochwarmfeste, aber spröde Werkstoff befähigt, Spannungsspitzen abzubauen und sonst irre­versible Verschiebungen in der Kristallstruktur plastisch aufzunehmen und auszuheilen. Diese Erholung ist für das Lang­zeitverhalten im Betrieb ausschlaggebend. Gleichzeitig mit der Erhöhung der Duktilität geht natürlich ein Verlust an Festigkeit einher: Die Zeit bis zum Erreichen der Bruchdehnung unter Kriechbeanspruchung wird drastisch herabgesetzt. Da jedoch nur eine dünne Oberfächenzone von diesem Abfall der Warmfestigkeit betroffen ist, fällt dies praktisch nicht ins Gewicht. Der Gewinn durch die wirksame Herabsetzung der Rissan­fälligkeit des Werkstücks überwiegt.
    • WEG ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.
  • Dabei zeigt:
    • Fig. 1 ein Diagramm mit dem Verlauf der Bruchdehnung δR beim Kriechversuch in Funktion der Kaltverformung (Vordeh­nung ε),
    • Fig. 2 ein Diagramm mit dem Verlauf der Zeit tR bis zum Bruch beim Kriechversuch in Funktion der Kaltverformung (Vordehnung ε),
    • Fig. 3 ein schematisches Diagramm der Kriechkurven Dehnung in Funktion der Zeit für verschiedene Grade der Kalt­verformung (Vordehnung ε),
    • Fig. 4 eine schematische perspektivische Darstellung einer im Schaufelblatt quer durchgeschnittenen Gasturbinen­schaufel,
    • Fig. 5 ein Diagramm der Prüfbedingungen Belastung und Tempe­ratur in Funktion der Zeit für die Durchführung der Versuche "thermische Ermüdung".
  • In Fig. 1 ist ein Diagramm dargestellt, in dem der Verlauf der beim Kriechversuch erhaltenen Bruchdehnung in Funktion des Kaltverformungsgrades dargestellt ist. Das Diagramm bezieht sich auf die oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegie­rung mit der Handelsbezeichnung MA 6000 von INCO mit folgender 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
  • Die Legierung lag in Form grober, längsgerichteter Stengel­kristalle von durchschnittlich 15 mm Länge, 3,5 mm Breite und 1,5 mm Dicke vor. Der Kaltverformungsgrad ist auf der Abszisse in Form der plastischen Vordehnung ε unter Zugbean­spruchung aufgetragen. Die Kriechversuche wurden bei der kon­stanten Temperatur von 950 °C unter der konstanten Zugbean­spruchung von 230 MPa durchgeführt. Auf der Ordinate ist die jeweilige Bruchdehnung δR beim Zerreissen der Proben aufge­tragen. Die Erhöhung von δR in Funktion der Vordehnung ε ist markant. Sie ist ein Mass für die Duktilität des Werkstoffs in diesem Zustand, was völlig überrascht, da vergleichsweises nichtdispersionsgehärtete Superlegierungen das gegenteilige Verhalten zeigen.
  • Fig. 2 stellt ein Diagramm dar, in dem der Verlauf der Zeit tR bis zum Bruch beim Kriechversuch in Funktion des Kaltver­formungsgrades (Vordehnung ε) aufgetragen ist. Oberhalb einer Vordehnung von 2,5 % bricht die Probe unter der Belastung von 230 MPa bei 950 °C in kürzester Zeit: Es ist praktisch keine Kriechfestigkeit mehr vorhanden und man hat eigentlich die Bedingungen des Kurzzeit-Zerreissversuchs bei erhöhter Temperatur vor sich. Dabei verhält sich der Werkstoff voll­kommen duktil, ganz im Gegensatz zu seinen Eigenschaften als warmfeste Legierung im Ausgangszustand. Das extrem plastische Verhalten des Werkstoffs in diesem veränderten Zustand erlaubt es ihm, Spannungsspitzen abzubauen und im Betrieb ansonst gefährliche, zu Rissbildung führende Verformungen aufzunehmen.
  • In Fig. 3 ist ein Diagramm der Kriechkurven dargestellt. Als Parameter ist die Vordehnung ε in % angegeben. Zwischen der bei Bruch erreichten Zeit und der entsprechenden Bruchdehnung besteht unter Berücksichtigung verschieden hoher Vordehnung ein nahezu linearer Zusammenhang bis zu einer kritischen Vor­dehnung von ca. 2,5 %. Wird die Vordehnung ε weiter erhöht (in diesem Diagramm nicht eingezeichnet), so erhöht sich nur noch die Bruchdehnung δR (siehe Fig. 1), die Zeit tR bis zum Bruch spielt praktisch keine Rolle mehr (Kurzzeitversuch). Bei einer Vordehnung ε von ca. 3 % ist die plastische Kalt­verformbarkeit des Werkstoffs im Zustand grober Stengelkristalle erschöpft. Eine weiter getriebene Kaltverformung würde zum Bruch führen.
  • Fig. 4 bezieht sich auf eine schematische perspektivische Darstellung einer Gasturbinenschaufel, deren Schaufelblatt quer durrhgeschnitten ist, um den Querschnitt zu zeigen. 1 ist der Schaufelfuss, 2 das Schaufelblatt, dessen längsgerichtete Stengelkristalle 3 (beispielsweise durch Makroätzung) sichtbar gemacht sind. 4 zeigt den unverformten Kern im Querschnitt (ungeätzt). 5 ist die (beispielsweise durch Kugelstrahlen oder Rollen) kaltverformte Oberflächenzone.
  • In Fig. 5 ist ein Diagramm der Prüfbedingungen für die Versuche "thermische Ermüdung" dargestellt. Im oberen Teil ist mit Kurve "a" der Verlauf der dem Prüfkörper aufgedrückten Spannung 6 (als Zugspannung mit +-Zeichen, als Druckspannung mit --Zei­chen) in Funktion der Zeit t, im unteren Teil mit Kurve "b" derjenige der Temperatur T in Funktion der Zeit t aufgezeichnet. Die Zyklen laufen im vorliegenden Beispiel synchron. Ausserdem befindet sich der Abschnitt mit der maximalen Zugspannung in Phase mit der maximalen Temperatur, derjenige mit der maxi­malen Druckspannung in Phase mit der minimalen Temperatur.
  • Für die Durchführung derartiger Prüfungen auf "thermische Ermüdung" können selbstverständlich prinzipiell noch andere Programme gefahren werden: Zum Beispiel: Isotherm, verschobene Phasen, Gegenphase, asynchrone Zyklen etc.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 1:
  • Aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegie­rung mit dem Handelsnamen MA 6000 von INCO wurden plättchen­förmige Prüfkörper mit den Abmessungen 15 mm x 40 mm x 2,5 mm herausgearbeitet. Die Legierung lag im grobkörnigen Zustand längsgerichteter Stengelkristalle vor und hatte die nachfolgen­de Zusammensetzung:
    Cr = 15 Gew.-%
    W = 4,0 Gew.-%
    Mo = 2,5 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
  • Die Plättchen wurden nun in unterschiedlichem Masse kaltver­formt, indem sie in der Längsrichtung einer Zugbeanspruchung unterworfen wurden. Die verschiedenen Plättchen wurden plastisch um den Wert ε = 1 %; 2,5 % und 3 % vorgedehnt (gererkt). Nun wurden die Plättchen einem Kriechversuch unterworfen: Unter einer konstanten Zugbelastung von 230 MPa und einer Temperatur von 950 °C wurde sowohl die Buchdehnung δR wie die Zeit tR bis zum Bruch der Probe bestimmt. Die Resultate sind aus den Figuren 1, 2 und 3 ersichtlich. Daraus kann entnommen werden, dass eine Vordehnung von ca. 2 % die Bruchdehnung δR auf beinahe den 3fachen Wert der unbehandelten Probe erhöht. Ande­ rerseits fällt die Zeit tR bis zum Eintreten des Bruchs auf weniger als die Hälfte ab. Da die Bruchdehnung δR ein Mass für die Duktilität, d.h. für das Verformungsvermögen ist, konnte daraus geschlossen werden, dass die Rissanfälligkeit eines Bauteils im Betrieb unter werhselnden Bedingungen deutlich verringert werden kann. Bei Kaltverformungsgraden die einer Vordehnung ε von mehr als 2,5 % entsprechen, nahm das Material Praktisch "pseudo-superplastischen" Charakter an: Die Proben brachen in sehr kurzer Zeit und wiesen Bruchdehnungen δR von über 10 % auf. Es versteht sich von selbst, dass damit die Warmfestigkeit des Werkstoffs sozusagen aufgehoben war und dass aus dieser Erkenntnis heraus unbedingt vermieden werden muss, dass Werkstücke über den ganzen tragenden Quer­schnitt während der Herstellung oder im Betrieb um die oben angegebenen ε-Werte kaltverformt werden.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 2:
  • Aus der Legierung MA 6000 (Zusammensetzung siehe oben !) im Zustand längsgerichteter Stengelkristalle wurden zylindrische Prüfkörper herausgearbeitet. Die Zylinderachse verlief parallel zur Längsrichtung der Kristalle. Die Prüfkörper hatten einen Durchmesser von 5 mm und eine Länge von 25 mm. Sie wurden auf einer Drehbank derart gerollt, dass die Oberflärhenzone bis auf eine Tiefe von ca. 100 µm um durchschnittlich 2 % kaltverformt wurde. Dementsprechend bestand der gesamte Quer­schnitt von 19,0 mm² zu 92 % (18,03 mm²) aus dem unverformten Kern und zu 8 % (1,57 mm²) aus der verformten Oberflächenzone.
  • Die Prüfkörper wurden nun einem Ermüdungsversuch unterworfen, wobei gleichzeitig die Temperatur und die Belastung periodisch und synchron nach dem Schema der Fig. 5 verändert wurden. Dementsprechend lag die Zugspannung in Phase mit der oberen Grenztemperatur, die Druckspannung dagegen in Phase mit der unteren Grenztemperatur. Die Belastung wurde so eingestellt, dass im jeweiligen Prüfkörper eine maximale Zugspannung von 100 MPa bei 900°C mit einer maximalen Druckspannung von 100 MPa bis 300 °C abwechselte.
  • Der ganze Zyklus dauerte 10 min und wurde nach folgendem Schema durchgeführt:
    - Aufheizen von 300 °C auf 900 °C bei gleichzeitigem Spannungswechsel von -100 MPa auf +100 MPa: 1 min
    - Halten bei 900 °C und +100 MPa: 4 min
    - Abkühlen von 900 °C auf 300 °C bei gleichzeitigem Spannungswechsel von +100 MPa auf -100MPa: 1 min
    - Halten bei 300 °C und -100 MPa: 4 min
    Total Zyklus: 10 min
  • Die unbehandelten Vergleichsproben brachen unter den genannten Bedingungen nach durchschnittlich 800 bis 1200 Lastwechseln, während die Probekörper mit kaltverformter Oberflächenzone 5000 und mehr Lastwechsel bis zum Bruch aushielten.
  • Die Versuche wurden bei anderen Temperaturgrenzen und unter anderen Belastungen wiederholt. Es konnte gezeigt werden, dass die Proben mit kaltverformter Oberflächenzone in jedem Fall eine um den Faktor 4 bis 6 höhere Lebensdauer (gemessen an der Anzahl der Lastwechsel) aufwiesen.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 3:
  • Aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung wurden zylindrische Prüfkörper herausgearbeitet. Die Legierung lag in grobkörnigem Zustand längsgerichteter Stengelkristalle vor und hatte die nachfolgende Zusammensetzung:
    Cr = 20,0 Gew.-%
    Al = 6,0 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    W = 3,5 Gew.-%
    Zr = 0,19 Gew.-%
    B = 0,01 Gew.-%
    C = 0,01 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest
  • Die Prüfkörper hatten einen Durchmesser von 6 mm und eine Länge von 35 mm. Sie wurden rundherum während 6 min unter einem Strahldruck von 8 bar kugelgestrahlt. Die verwendeten Stahlkugeln hatten einen Durchmesser von 0,3 bis 0,5 mm. Durch diese Behandlung wurde die Oberflächenzone bis auf eine Tiefe von ca. 150 µm um durchschnittlich 2,5 % kaltverformt. Der gesamte Querschnitt von 28,4 mm² bestand zu 90 % (25,57 mm²) aus dem unverformten Kern und zu 10 % (2,83 mm²) aus der kalt­verformten Oberflächenzone.
  • Die Probekörper wurden einem ähnlichen Ermüdudngsversuch wie unter Beispiel 2 angegeben unterworfen. Der gesamte Zyklus dauerte jedorh 20 min statt 10 min (vgl. Fig. 5). Die Aufheiz- und Abkühlungszeiten dauerten jeweils 4 min, die Haltezeiten 6 min. Die obere Temperaturgrenze war 980 °C, die untere 350 °C. Im jeweiligen Prüfkörper herrrschte eine maximale Zugspannung von 150 MPa bei der hohen und eine maximale Druckspannung von 150 MPa bei der tiefen Temperatur.
  • Die nicht kaltverformten Vergleichsproben brachen unter den genannten Bedingungen nach durchschnittlich 300 bis 500 Last­wechseln, während die Probekörper mit kaltverformter Oberflä­chenzone mindestens 2000 Lastwechsel bis zum Bruch durchhielten.
  • Weitere Versuche unter anderen Bedingungen bestätigten den die Rissbildung herabsetzenden Einfluss der Kaltverformung. Die Lebensdauer konnte durchschnittlich auf das 4fache erhöht werden.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 4:
  • Eine Gasturbinenschaufel aus der Legierung MA 6000 im Zustand längsgerichteter Stengelkristalle wurde einer Kaltverformung in der Oberflächenzone unterworfen. Die Schaufel hatte folgende Abmessungen (Schaufelblatt):
    Länge = 170 mm
    Grösste Breite = 88 mm
    Grösste Dicke = 22 mm
    Profilhöhe = 28 mm
  • Die Oberfläche des Schaufelblattes wurde allseitig während 10 min unter einem Strahldruck von 10 bar kugelgestrahlt. Die verwendeten Stahlkugeln hatten einen mittleren Durchmesser von 0,4 mm. Die Oberflächenzone wurde bis auf eine Tiefe von 200 µm um durchschnittlich 3 % kaltverformt. Der gesamte Quer­schnitt von ca. 1150 mm² bestand demnach zu 96,5 % (1110 mm²) aus dem unverformten Kern und zu 3,5 % (40 mm²) aus der kalt­verformten Oberflächenzone.
  • Der Ermüdungsversuch bestand in einer Art Thermoschockprüfung unter gleichzeitigem periodischem Aufbringen einer Zugbelastung bei der oberen und einer Druckbelastung bei der unteren Tempera­tur. Der gesamte Zyklus dauerte 30 min. Die Aufheizzeit betrug 6 min, die Abkühlungszeit 4 min, die Haltezeiten jeweils 10 min. Die höchste, am Kopfende des Schaufelblattes erreichte Temperatur betrug 1000 °C, die tiefste 400 °C. Am Fussende des Schaufelblattes waren die Temperaturen 850 °C resp. 320 °C. Die maximalen Zugspannungen bei den oberen Temperaturen betrugen 120 MPa, die maximalen Druckspannungen 80 MPa, immer in Schaufel­längsachse wirkend.
  • Es wurde eine nicht kaltverformte Gasturbinenschaufel als Vergleichskörper geprüft. Hier zeigten sich die ersten deutlich sichtbaren Anrisse nach 400 bis 600 Zyklen, während die kaltver­formten Schaufeln noch nach 2000 Zyklen keine sichtbaren Risse aufwiesen.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 5:
  • Von einer Gasturbinenschaufel aus der unter Beispiel 3 angege­benen oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung wurde das Schaufelblatt abgetrennt und durch mehrmaliges Ab­rollen einer gehärteten Stahlrolle von 30 mm Durchmesser ent­lang der Mantellinien an der Oberfläche kaltverfestigt. Der Werkstoff lag in Form längsgerichteter grober Stengelkristalle vor. Vom Schaufelblatt wurde ein Stück durch senkrecht zu, Längsachse geführte Trennschritte abgeschnitten, so dass der Prüfkörper folgende Abmessungen hatte:
    Länge = 100 mm
    Grösste Breite = 85 mm
    Grösste Dicke = 22 mm
    Profilhöhe = 29 mm
  • Durch das Rollen war eine kaltverformte Oberflächenzone von durchschnittlich 150 µm Tiefe erzeugt worden. Die Kaltverformung betrug ca. 2,5 %. Der gesamte Querschnitt von ra. 1100 mm² bestand somit zu 97,3 % (1070 mm²) aus dem unverformten Kern und zu 2,7 % (30 mm²) aus der kaltverformten Oberflächenzone.
  • Der Schaufelblattausschnitt wurde einer Ermüdungsprüfung ausge­setzt. Die Kraftangriffsrichtung verlief parallel zur Schaufel­längsachse, welche auch die Längsachse der Stengelkristalle war. Der synchrone Temperatur- und Lastwechselzyklus dauerte insgesamt 60 min. Die Spannung wurde zwischen 100 MPa Zug und 100 MPa Druck derart verändert, dass die maximale Zugspan­nung mit der maximalen Temperatur von 1050 °C und die maximale Druckspannung mit der minimalen Temperatur von 450 °C zusammen­fiel.
  • Der Zyklus wurde somit nach folgendem Schema durchgeführt:
    - Aufheizen von 450 °C auf 1050 °C bei gleichzeitigem Spannungswechsel von -100 MPa auf +100 MPa: 10 min
    - Halten bei 1050 °C und +100 MPa: 20 min
    - Abkühlen von 1050 °C auf 450 °C bei gleichzeitigem Spannungswechsel von +100 MPa auf -100MPa: 10 min
    - Halten bei 450 °C und -100 MPa: 20 min
    Total Zyklus 60 min
  • Die unbehandelten Vergleichsproben brachen unter den genannten Bedingungen nach durchschnittlich 250 bis 300 Lastwechseln, während die Prüfkörper mit kaltverformter Oberflärhe über 1000 Lastwechsel bis zum Bruch aushielten. Es ist also mit mindestens der 3- bis 4fachen Lebendauer der unbehandleten Schaufeln, was thermische Ermüdung unter niedriger Lastwech­selzahl betrifft, zu rechnen.
  • Die Erfindung ist nirht auf die Auführungsbeispiele besrhränkt. Die Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und die Verminderung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen und beim Durchlaufen eines Temperaturzyklus eines aus einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung bestehenden Werkstücks wird durch Erhöhung der Duktilität (Verformbarkeit) seiner Oberflächenzone bewerkstelligt. Letztere wird bis auf eine Tiefe von mindestens 100 µm bei Raumtemperatur um mindestens einem Wert kaltver­formt, der einer plastischen Dehnung von 2 % entspricht. Die Kaltverformung wird durch mechanische Bearbeitung in Form von gezieltem Fräsen, Drehen oder Schleifen oder durch gezieltes Strahlen mit festen (Kugelstrahlen) oder flüssigen Partikeln durchgeführt. Im Falle des Kugelstrahlens werden Stahlkugeln von 0,3 bis 0,5 mm Durchmesser unter einem Druck von 7 bis 10 bar während einer Zeit von 3 bis 10 min verwendet. Im Falle des Strahlens mit flüsigen Partikeln wird die Kaltverformung der Oberflächenzone durch Aufschleudern eines aus einzelnen Tropfen bestehenden Metallstahls mit einer Geschwindigkeit von mindestens 100 m/s erzeugt.

Claims (5)

1. Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und Verminde­rung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen und beim Durchlaufen eines Temperaturzyklus eines Werkstücks aus einer oxyddispersionsgehärteten, in Form von groben längs­gerichteten Stengelkristallen oder in Form eines Einkri­stalls vorliegenden Nickelbasis-Superlegierung, dadurch gekennzeichnet, dass die Duktilität der Oberflächenzone des Werkstücks erhöht wird, indem sie bis auf eine Tiefe von mindestens 100 µm um mindestens einen Wert, der einer plastischen Dehnung von 2 % entspricht, bei Raumtemperatur kaltveformt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone durch mechanische Bearbeitung in Form von gezieltem Fräsen, Drehen oder Schlei­fen erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone durch gezieltes Strahlen mit festen oder flüssigen Partikeln erfolgt.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone durch Kugelstrahlen mit Stahlkugeln von 0,3 bis 0,5 mm Durchmesser unter einem Druck von 7 bis 10 bar während einer Zeit von 3 bis 10 min durchgeführt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverformung der Oberflächenzone durch Aufschleudern eines aus einzelnen Tropfen bestehenden Metallstahls mit einer Geschwindigkeit von mindestens 100 m/s bewerkstelligt wird.
EP88119778A 1987-12-01 1988-11-28 Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit und Verminderung der Rissanfälligkeit bei hohen Temperaturen eines Werkstücks aus einer oxyddisperionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung Expired - Lifetime EP0318887B1 (de)

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