EP0325760A1 - Werkstück aus einer oxyddispersionsgehärteten Superlegierung auf der Basis von Nickel - Google Patents

Werkstück aus einer oxyddispersionsgehärteten Superlegierung auf der Basis von Nickel Download PDF

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EP0325760A1
EP0325760A1 EP88121056A EP88121056A EP0325760A1 EP 0325760 A1 EP0325760 A1 EP 0325760A1 EP 88121056 A EP88121056 A EP 88121056A EP 88121056 A EP88121056 A EP 88121056A EP 0325760 A1 EP0325760 A1 EP 0325760A1
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EP
European Patent Office
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weight
boron
hardened
oxide dispersion
nickel
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EP88121056A
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English (en)
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Inventor
Pieter Jongenburger
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ABB Asea Brown Boveri Ltd
ABB AB
Original Assignee
ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
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Publication date
Application filed by ABB Asea Brown Boveri Ltd, Asea Brown Boveri AB filed Critical ABB Asea Brown Boveri Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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

Definitions

  • Oxide dispersion-hardened superalloys based on nickel which thanks to their excellent mechanical properties are used at high temperatures in the construction of thermally and mechanically highly stressed thermal machines. Preferred use as blade materials for gas turbines.
  • the invention relates to the further development of oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloys with overall optimal properties, in particular with regard to behavior during secondary recrystallization, in order to achieve coarse-grained structure and for the production of single crystals of large dimensions.
  • It also relates to a method for expanding the temperature range of the secondary recrystallization of an oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloy during the coarse grain annealing of a workpiece and during annealing to produce a single crystal of large dimensions with a cross section of at least 5 cm 2.
  • high-temperature super alloys have been developed, particularly for components of thermal machines (gas turbine blades). These are nickel-based alloys that contain finely divided dispersoids in the form of oxides. Most often, the latter are Y2O3 particles.
  • the alloys are used in the state of coarse-grained stem crystals aligned in the longitudinal axis of the component. The coarser the crystals, the better the mechanical high-temperature properties (resistance to creep and fatigue strength with a comparatively low number of load cycles, etc.).
  • the desired structural state is attempted by means of an annealing process of the forged, hot-pressed or mostly extruded, fine-grained semi-finished product, with "zone annealing" playing a dominant role.
  • the workpiece is briefly heated in zones above the recrystallization temperature, the highest possible temperature / displacement gradient having to be achieved during the heating. This applies to the entire workpiece cross section. In the case of large cross sections, this requirement encounters difficulties because of the transverse heat flow required for this. Only the temperature range between recrystallization and solidus temperature (occurrence of the first liquid phase) is available as a "window" for carrying out the annealing process. This area is relatively narrow in the case of the conventional, commercially available oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloys and is not sufficient to successfully convert large-diameter workpieces into coarse grains and, ideally, into a single crystal.
  • the alloy with the trade name MA6000 from INCO is cited as prior art and an example of a known conventional precipitation-hardenable, oxide-dispersion-strengthened nickel-base superalloy (cf. DE-A-23 53 971).
  • Corresponding alloys with a comparatively low chromium content are also known (see K.Mino and K.Asakawa, "An oxide dispersion strengthened nickel-base superalloy with excellent high temperature strength", Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan, Vol. 27 , p. 823-829, Tokyo 1987).
  • the invention is based on the object of specifying oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloys which have a wider range of temperature limits than known alloys for carrying out the annealing required for producing coarse grains (secondary recrystallization).
  • the task consists in particular in specifying a method for expanding the temperature range of the secondary recrystallization, which allows suitable methods Annealing processes (eg "zone annealing") to produce even single crystals of large dimensions (cross section at least 5 cm2).
  • oxide-dispersion-hardened nickel-base superalloy is doped with a boron content of more than 0.011% by weight in the process mentioned at the outset.
  • 1 shows a diagram of the course of the recrystallization temperature and the solidus temperature as a function of the boron content of an oxide-dispersion-hardened nickel-base superalloy with 15% by weight of chromium.
  • 1 is the curve for the course of the recrystallization temperature
  • 2 the curve for the course of the solidus temperature.
  • ⁇ T is the maximum temperature range available for secondary recrystallization. No recrystallization takes place below curve 1 and annealing with the aim of growing coarse grain or even a single crystal is pointless. Liquid phases appear above curve 2 and the crystal structure is destroyed. The dispersoids agglomerate and become ineffective as a hardening factor.
  • curve 2 the solidus temperature decreases slightly with increasing boron content, but the recrystallization temperature according to curve 1 increases significantly, which increases ⁇ T.
  • 3 relates to a diagram of the course of the recrystallization temperature and the solidus temperature as a function of the boron content of an oxide-dispersion-hardened nickel-base superalloy with 17% by weight of chromium.
  • 5 is the curve for the course of the recrystallization temperature, 6 that for the course of the solidus temperature.
  • the temperature range ⁇ T is approx. 145 ° C.
  • FIG. 4 is a diagram of the course of the recrystallization temperature and the solidus temperature as a function of the boron Ge of an oxide dispersion hardened nickel-base superalloy with a low chromium content. In the present case, the latter was approximately 6% by weight. 7 is the curve for the course of the recrystallization temperature, 8 is the curve for the course of the solidus temperature. With a boron content of 0.04% by weight, the temperature range ⁇ T is approx. 140 ° C.
  • a prismatic body 20 mm thick, 50 mm wide and 180 mm long was subjected to a zone annealing process from the above material with 0.04% by weight boron. Longitudinal stem crystals with an average of 25 mm wide, 8 mm thick and 60 mm long could be obtained.
  • the investigation referred to a fine-grained oxide dispersion hardened nickel-base superalloy as delivered.
  • a fine-grained oxide dispersion-hardened nickel-base superalloy extruded in the delivered condition was subjected to the test.
  • a cylindrical body 40 mm in diameter and 200 mm in length was worked out from the above material with 0.035% by weight of boron and subjected to a zone annealing process.
  • the recrystallized structure consisted of longitudinal stem crystals with an average thickness of 10 mm on all sides and 130 mm in length.
  • a fine-grained oxide dispersion-hardened nickel-base superalloy with a row structure that was hot-kneaded as delivered was examined.
  • a semi-cylindrical body 55 mm in diameter and 220 mm in length was made from the above material with 0.045% by weight of boron worked out.
  • the workpiece was subjected to a zone annealing process to produce a single crystal.
  • the invention is not restricted to the exemplary embodiments.
  • the new method relates to the expansion of the temperature range of the secondary recrystallization of an oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloy during the coarse-grain annealing of a workpiece and during annealing to produce a single crystal of large dimensions with a cross section of at least 10 cm2, the oxide-dispersion-hardened nickel-based superalloy with a boron content of more is doped as 0.011% by weight.
  • the doping is preferably 0.026 to 0.3% by weight of boron or 0.026 to 0.1% by weight of boron.
  • the advantages of the claimed alloys and the new process lie in that created by expanding the temperature range of the secondary recrystallization greater freedom of the annealing process, especially the zone annealing process. This enables the complete, flawless recrystallization to coarse, longitudinally oriented stem crystals in the case of large workpiece cross sections to be treated. This applies even more to the annealing of a workpiece for the production of a single crystal of large dimensions.
  • the new process made it possible to manufacture single-section turbine blades with a large cross-section, as required for modern high-performance industrial gas turbines.

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Abstract

Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, welche aus folgenden Hauptbestandteilen zusammengesetzt ist Cr =5 - 13,95 Gew.-% oder; 14,05 - 22 Gew.-%; Al =2,5 - 7 Gew.-%; Mo =0 - 2 Gew.-%; W =0 - 15 Gew.-%; Ta =0 - 7 Gew.-%; Hf =0 - 1 Gew.-%; Ti =0 - 3 Gew.-%; Zr =0,02 - 0,2 Gew.-%; Co =0 - 10 Gew.-%; C =0 - 0,2 Gew.-%; Y2O3 =1 - 2 Gew.-%; Ni =Rest, und die zusätzlich Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,3 Gew.-% enthält. Verfahren zur Erweiterung des Temperaturbereiches der sekundären Rekristallisation einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung obiger Zusammensetzung beim Grobkornglühen und bei der Herstellung eines Einkristalls mit einem Querschnitt von mindestens 5 cm² durch Dotierung mit einem Borgehalt von mindestens 0,011 Gew.-%.

Description

    TECHNISCHES GEBIET
  • Oxyddispersionsgehärtete Superlegierungen auf der Basis von Nickel, welche dank ihrer hervorragenden mechanischen Eigen­schaften bei hohen Temperaturen beim Bau thermisch und mecha­nisch hochbeanspruchter thermischer Maschinen Verwendung finden. Bevorzugte Verwendung als Schaufelwerkstoffe für Gasturbinen.
  • Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung von oxyd­dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierungen mit insge­samt optimalen Eigenschaften insbesondere bezüglich Verhalten bei der sekundären Rekristallisation zur Erzielung grobkörnigen Gefüges und zur Herstellung von Einkristallen grosser Abemssun­gen.
  • Insbesondere betrifft sie eine oxyddispersionsgehärtete Super­legierung auf der Basis von Nickel, welche aus folgenden Haupt­bestandteilen zusammengesetzt ist:
    Cr = 5 - 13,95 Gew.-% oder
    14,05 - 22 Gew.-%
    Al = 2,5 - 7 Gew.-%
    Mo = 0 - 2 Gew.-%
    W = 0 - 15 Gew.-%
    Ta = 0 - 7 Gew.-%
    Hf = 0 - 1 Gew.-%
    Ti = 0 - 3 Gew.-%
    Zr = 0,02 - 0,2 Gew.-%
    Co = 0 - 10 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest.
  • Sie betrifft ferner ein Verfahren zur Erweiterung des Tempera­turbereiches der sekundären Rekristallisation einer oxyddis­persionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung beim Grobkorn­glühen eines Werkstücks und beim Glühen zur Herstellung eines Einkristalls grosser Abmessungen mit einem Querschnitt von mindestens 5 cm².
    • STAND DER TECHNIK
  • Zum allgemeinen Stand der Technik wird folgende Literatur zitiert:
    - G.H. Gessinger, Powder Metallurgy of Superalloys, Butter­worths, London, 1984
    - R.F. Singer and E. Arzt, Conf. Proc. "High Temperature Mate­rials for Gas Turbines", Liège, Belgium, Oktober 1986
    - J.S. Benjamin, Metall. Trans., 1970, 1, 2943 - 2951.
  • Im Verlauf der vergangenen Jahre ist eine neue Klasse von hochwarmfesten Superlegierungen, insbesondere für Bauteile thermischer Maschinen (Gasturbinenschaufeln) entwickelt worden. Es handelt sich um Nickelbasislegierungen, welche fein verteilte Dispersoide in Form von Oxyden enthalten. Meistens handelt es sich bei letzteren um Y₂O₃-Partikel. Die Legierungen werden im Zustand grobkörniger, in der Längsachse des Bauteils ausge­richteter Stengelkristalle eingesetzt. Je gröber die Kristalle, desto besser die mechanischen Hochtemperatureigenscshaften (Widerstand gegen Kriechen und Ermüdungsfestigkeit bei ver­gleichsweise niedriger Lastwechselzahl etc.). Der angestrebte Gefügezustand wird durch einen Glühprozess des geschmiede­ten, heissgepressten oder meist stranggepressten, feinkörni­gen Halbzeugs zu verwirklichen versucht, wobei das "zonen­glühen" eine dominierende Rolle spielt. Dabei wird das Werkstück zonenweise kurzzeitig über die Rekristallisationstemperatur erhitzt, wobei ein möglichst hoher Temperatur/Weg-Gradient beim Aufheizen verwirklicht werden muss. Dies gilt für den ganzen Werkstückquerschnitt. Bei grossen Querschnitten stösst diese Forderung wegen des dafür notwendigen transversalen Wärmeflusses auf Schwierigkeiten. Es steht nämlich nur der Temperaturbereich zwischen Rekristallisations- und Solidus­temperatur (Auftreten der ersten flüssigen Phase) als "Fenster" für die Durchführung des Glühprozesses zur Verfügung. Dieser Bereich ist bei den herkömmlichen, handelsüblichen oxyddis­persionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierungen verhältnismässig schmal und reicht nicht aus, um Werkstücke grossen Querschnitts erfolgreich in grobes Korn und im Idealfall in einen Einkristall überzuführen.
  • Es besteht daher ein ausgesprochenes Bedürfnis nach Verbesse­rung der Rekristallisationsbedingungen oxyddispersionsgehärte­ter Superlegierungen, insbesondere nach grösserer Freiheit in der Wahl der Betriebsparameter beim Grobkornglühen und beim Glühen zur Herstellung von Einkristallen grosser Abmessun­gen.
  • Als Stand der Technik und Beispiel einer bekannten herkömmlichen ausscheidungshärtbaren, oxyddispersionsverfestigten Nickel­basis-Superlegierung wird die Legierung mit der Handelsbe­zeichnung MA6000 von INCO genannt (vergl. DE-A-23 53 971). Es sind ferner entsprechende Legierungen mit vergleichsweise niedrigem Chromgehalt bekannt (vergl. K.Mino und K.Asakawa, "An oxide dispersion strengthened nickel-base superalloy with excellent high temperature strength", Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan, Vol. 27, p. 823-829, Tokyo 1987).
  • Es ist schon vorgeschlagen worden, bei herkömmlichen, nichtoxyd­dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierungen die mechani­schen und thermischen Eigenschaften bei mittleren und hohen Temperaturen, insbesondere die Duktilität und den Widerstand gegen thermische Ermüdung (Ermüdung bei vergleichsweise niedrigen Lastwechselzahlen) durch Zusätze von Bor und Kohlenstoff zu verbessern (vergl. DE-A-24 63 066; M.A. Burke, J. Greggi, G.A. Whitlow, The effect of boron and carbon on the microstruc­tural chemistries of two wrought nickel base superalloys, Scripta metallurgica, Vol. 18, p. 91-94, Pergamon 1984). Es finden sich indessen keinerlei Hinweise auf oxyddispersionsge­härtete Superlegierungen. Ausserdem ist der Mechanismus der Rekristallisation bei letzteren (sog. sekundäre Rekristallisa­tion) dank dem Vorhandensein inkohärenter oxydischer Disper­soide ein völlig anderer als derjenige von herkömmlichen Legie­rungen.
    • DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, oxyddispersionsge­härtete Superlegierungen auf der Basis von Nickel anzugeben, welche einen gegenüber bekannten Legierungen erweiterten Bereich der Temperaturgrenzen für die Durchführung der zur Erzeugung von Grobkorn notwendigen Glühung (sekundäre Rektristallisation) aufweisen. Die Aufgabe besteht insbesondere darin, ein Verfahren zur Erweiterung des Temperaturbereiches der sekundären Rekri­stallisation anzugeben, welches gestattet, durch geeignete Glühprozesse (z.B. "Zonenglühen") selbst Einkristalle grosser Abmessungen (Querschnitt mindestens 5 cm²) herzustellen.
  • Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die eingangs erwähnte Superlegierung auf der Basis von Nickel zusätzlich Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,3 Gew.-% enthält.
  • Diese Aufgabe wird ferner dadurch gelöst, dass im eingangs erwähnten Verfahren die oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-­Superlegierung mit einem Borgehalt von mehr als 0,011 Gew.-% dotiert wird.
    • WEG ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben. Dabei zeigt:
    • Fig. 1 ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisationstempe­ratur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-­Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegierung mit 15 Gew.-% Chrom,
    • Fig. 2 ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisationstempe­ratur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-­Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegierung mit 20 Gew.-% Chrom,
    • Fig. 3 ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisationstempe­ratur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-­Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegierung mit 17 Gew.-% Chrom,
    • Fig. 4 ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisationstempe­ratur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-­Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegierung mit niedrigem Chromgehalt.
  • In Fig. 1 ist ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisations­temperatur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-Gehal­tes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung mit 15 Gew.-% Chrom dargestellt. 1 ist die Kurve für den Verlauf der Rekristallisationstemperatur, 2 die Kurve für den Verlauf der Solidustemperatur. ΔT ist der maximal zur Verfügung ste­hende Temperaturbereich für die sekundäre Rekristallisation. Unterhalb der Kurve 1 findet keine Rekristallisation statt und ein Glühen mit dem Ziel, grobes Korn oder gar einen Ein­kristall zu züchten, ist zwecklos. Oberhalb der Kurve 2 treten flüssige Phasen auf und der Kristallverband wird zerstört. Die Dispersoide agglomerieren und werden als Härtungsfaktor unwirksam. Gemäss Kurve 2 nimmt zwar die Solidustemperatur mit steigendem Bor-Gehalt geringfügig ab, die Rekristallisa­tionstemperatur gemäss Kurve 1 jedoch bedeutend stärker, wodurch ΔT erweitert wird.
  • Fig. 2 zeigt ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisations­temperatur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-­Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superle­gierung mit 20 Gew.-% Chrom. 3 ist die mit zunehmendem Bor-Ge­halt relativ steil abfallende Kurve für die Rekristallisations­temperatur, 4 die wesentlich flacher verlaufende für die Solidus­temperatur. Bei einem Bor-Gehalt von 0,03 Gew.-% beträgt der Temperaturbereich ΔT bereits ca. 150 °C.
  • Fig. 3 bezieht sich auf ein Diagramm des Verlaufs der Rekri­stallisationstemperatur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-Gehaltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-­Superlegierung mit 17 Gew.-% Chrom. 5 ist die Kurve für den Verlauf der Rekristallisationstemperatur, 6 diejenige für den Verlauf der Solidustemperatur. Bei einem Bor-Gehalt von 0,035 Gew.-% beträgt der Temperaturbereich ΔT ca. 145 °C.
  • In Fig. 4 ist ein Diagramm des Verlaufs der Rekristallisations­temperatur und der Solidustemperatur in Funktion des Bor-Ge­ haltes einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegie­rung mit niedrigem Chromgehalt dargestellt. Im vorliegenden Fall betrug letzterer ca. 6 Gew.-%. 7 ist die Kurve für den Verlauf der Rekristallisationstemperatur, 8 die Kurve für den Verlauf der Solidustemperatur. Bei einem Bor-Gehalt von 0,04 Gew.-% beträgt der Temperaturbereich ΔT ca. 140 °C.
  • Es konnte beobachtet werden, dass bei allen untersuchten oxyd­dispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierungen die Tempera­tur der sekundären Rekristallisation mit steigendem Bor-Gehalt herabgesetzt wird. Die Grösse der Wirkung des Bor-Zusatzes ist unterschiedlich und hängt von der Zusammensetzung der Legierung ab. Offenbar spielt dabei der Chromgehalt eine wichtige Rolle. Bei Legierungen mit hohem Chromgehalt konnte eine Er­niedrigung der Rekristallisationstemperatur von bis zu 50 °C pro 0,01 Gew.-% Bor-Zusatz festgestellt werden.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIELE AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 1: Siehe Fig. 1 !
  • Es wurde eine im Anlieferungszustand stranggepresste feinkörni­ge oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung unter­sucht. Die borfreie Legierung hatte die nachfolgende Grund-­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.-%
    Zr = 0,15 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest.
  • Es wurden Proben mit verschiedenen Bor-Zusätzen hergestellt, wobei der gesamte Bor-Gehalt zwischen 0 und ca. 0,05 Gew.-% variiert wurde. Die Rekristallisationstemperatur und die Solidus­temperatur wurden nach herkömmlichen Methoden bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 graphisch dargestellt.
  • Aus obigem Werkstoff mit 0,04 Gew.-% Bor wurde ein prismatischer Körper von 20 mm Dicke, 50 mm Breite und 180 mm Länge einem Zonenglühprozess unterworfen. Es konnten längsgerichtete Sten­gelkristalle von durchschnittlich 25 mm Breite, 8 mm Dicke und 60 mm Länge erzielt werden.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 2: Siehe Fig. 2 !
  • Die Untersuchung bezog sich auf eine im Anlieferungszustand stranggepresste feinkörnige oxyddispersionsgehärtete Nickel­basis-Superlegierung. Die borfreie Legierung wies die nachfol­gende Grund-Zusammensetzung auf:
    Cr = 20,0 Gew.-%
    Al = 6,0 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    W = 3,5 Gew.-%
    Zr = 0,19 Gew.-%
    C = 0,01 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest.
  • Es wurden Prüfkörper mit systematisch steigenden Bor-Gehalten hergestellt, wobei die Bor-Werte zwischen 0 und ca. 0,045 Gew.-% variiert wurden. Sowohl die Rekristallisationstemperatur wie die Solidustemperatur wurden nach herkömmlichen Methoden bestimmt. Fig. 2 zeigt die dabei erzielten Ergebnisse.
  • Aus obigem Werkstoff mit 0,03 Gew.-% Bor wurde ein Tragflügel­profil mit folgenden Abmessungen herausgearbeitet:
    Breite = 92 mm
    Grösste Dicke = 22 mm
    Profilhöhe = 26 mm
    Länge = 240 mm
    Das Werkstück wurde einem Zonenglühprozess unterworfen, wobei ein Einkristall erzeugt wurde.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 3: Siehe Fig. 3 !
  • Es wurde eine im Anlieferungszustand stranggepresste feinkörnige oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung der Prüfung unterzogen. Die borfreie Legierung hatte die nachfolgende Grund-Zusammensetzung:
    Cr = 17,0 Gew.-%
    Al = 6,0 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    W = 3,5 Gew.-%
    Ta = 2,0 Gew.-%
    Zr = 0,15 Gew.-%
    C = 0,05 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest.
  • Es wurden Proben mit verschiedenen Bor-Zusätzen hergestellt, wobei der gesamte Bor-Gehalt zwischen 0,005 und 0,05 Gew.-% variiert wurde. Die Solidustemperatur und die Rekristallisa­tionstemperatur wurde jeweils nach üblichen bekannten Methoden bestimmt. Die Ergebnisse sind in Fig. 3 dargestellt.
  • Aus obigem Werkstoff mit 0,035 Gew.-% Bor wurde ein zylindri­scher Körper von 40 mm Durchmesser und 200 mm Länge herausge­arbeitet und einem Zonenglühprozess unterworfen. Das rekri­stallisierte Gefüge bestand aus längsgerichteten Stengelkri­stallen von durchschnittlich 10 mm allseitiger Dicke und 130 mm Länge.
    • AUSFÜHRUNGSBEISPIEL 4: Siehe Fig. 4 !
  • Es wurde eine im Anlieferungszustand warmgeknetete feinkörnige oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung mit Zeilen­struktur untersucht. Die Legierung hatte die nachfolgende Grund-Zusammensetzung:
    Co = 9,7 Gew.-%
    Cr = 5,9 Gew.-%
    Al = 4,2 Gew.-%
    Mo = 2,0 Gew.-%
    W = 12,4 Gew.-%
    Ta = 4,7 Gew.-%
    Ti = 0,8 Gew.-%
    Zr = 0,05 Gew.-%
    C = 0,05 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest.
  • Der Legierung der Grund-Zusammensetzung wurden jeweils verschie­dene Gehalte an Bor zulegiert, deren Werte sich zwischen 0,001 und 0,06 Gew.-% bewegten. Sowohl die Solidustemperatur wie die Rekristallisationstemperatur wurde nach den üblichen, herkömmlichen Methoden bestimmt. Die Resultate sind in Fig. 4 graphisch dargestellt.
  • Aus obigem Werkstoff mit 0,045 Gew.-% Bor wurde ein halbzy­lindrischer Körper von 55 mm Durchmesser und 220 mm Länge herausgearbeitet. Das Werkstück wurde einem Zonenglühprozess unterworfen, wobei ein Einkristall erzeugt wurde.
  • Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt.
  • Die Zusammensetzung der oxyddispersionsgehärteten Superlegie­rungen stellt sich wie folgt:
    Cr = 5 - 13,95 Gew.-%
    Al = 2,5 - 7 Gew.-%
    Mo = 0 - 2 Gew.-%
    W = 0 - 15 Gew.-%
    Ta = 0 - 7 Gew.-%
    Hf = 0 - 1 Gew.-%
    Ti = 0 - 3 Gew.-%
    Zr = 0,02 - 0,2 Gew.-%
    Co = 0 - 10 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,026 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,026 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Ferner:
    Cr = 14,05 - 22 Gew.-%
    Al = 2,5 - 7 Gew.-%
    Mo = 0 - 2 Gew.-%
    W = 0 - 15 Gew.-%
    Ta = 0 - 7 Gew.-%
    Hf = 0 - 1 Gew.-%
    Ti = 0 - 3 Gew.-%
    Zr = 0,02 - 0,2 Gew.-%
    Co = 0 - 10 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,026 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,026 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Es fällt ferner folgende Legierung unter die beanspruchte Zusammensetzung:
    Cr = 18 - 22 Gew.-%
    Al = 5 - 7 Gew.-%
    Mo = 0 - 4 Gew.-%
    W = 2 - 5 Gew.-%
    Zr = 0,1 - 0,2 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,011 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,011 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Eine weitere Legierungsklasse hat die nachfolgende Zusammenset­zung:
    Cr = 16 - 18 Gew.-%
    Al = 6 - 7 Gew.-%
    Mo = 2 - 2,5 Gew.-%
    W = 3 - 3,5 Gew.-%
    Ta = 2 - 2,5 Gew.-%
    Hf = 0 - 1,5 Gew.-%
    Zr < 0,2 Gew.-%
    C < 0,1 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 1,5 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,02 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,02 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Ferner wird der folgende Legierungstyp beansprucht:
    Cr = 16 - 18 Gew.-%
    Al = 6 - 7 Gew.-%
    Co = 8 - 10 Gew.-%
    Ta = 5 - 7 Gew.-%
    Zr < 0,2 Gew.-%
    C < 0,1 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 1,5 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,02 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,02 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Unter den Legierungen mit niedrigerem Chromgehalt werden die nachfolgenden beansprucht:
    Co = 0 - 10 Gew.-%
    Cr = 5 - 17 Gew.-%
    Al = 2,5 - 7 Gew.-%
    Mo = 0 - 2 Gew.-%
    W = 2,5 - 13 Gew.-%
    Ta = 0 - 7 Gew.-%
    Ti = 0,5 - 1,9 Gew.-%
    Zr = 0,02 - 0,1 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,011 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,011 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Vorzugsweise hat die erwähnte Legierung die nachfolgende Zusammensetzung:
    Cr = 13 - 17 Gew.-%
    Al = 2,5 - 7 Gew.-%
    Mo = 1 - 1,7 Gew.-%
    W = 2,5 - 3,4 Gew.-%
    Ta = 0 - 5 Gew.-%
    Ti = 1 - 1,9 Gew.-%
    Zr = 0,02 - 0,1 Gew.-%
    C = 0 - 0,2 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,011 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,011 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Eine spezielle, vorteilhafte Auswahl stellt die nachfolgende Zusammensetzung dar:
    Cr = 15 Gew.-%
    Al = 5 Gew.-%
    Mo = 1,7 Gew.-%
    W = 3,4 Gew.-%
    Ta = 4,5 Gew.-%
    Ti = 1,9 Gew.-%
    Zr = 0,1 Gew.-%
    C = 0,05 Gew.-%
    Y₂O₃ = 1,1 Gew.-%
    Ni = Rest,
    sowie 0,011 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,011 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Das neue Verfahren bezieht sich auf die Erweiterung des Tempera­turbereiches der sekundären Rekristallisation einer oxyddisper­sionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung beim Grobkornglühen eines Werkstücks und beim Glühen zur Herstellung eines Ein­kristalls grosser Abmessungen mit einem Querschnitt von minde­stens 10 cm², wobei die oxyddisperionsgehärtete Nickelbasis-­Superlegierung mit einem Borgehalt von mehr als 0,011 Gew.-% dotiert wird. Die Dotierung beträgt vorzugsweise 0,026 bis 0,3 Gew.-% Bor oder 0,026 bis 0,1 Gew.-% Bor.
  • Die Vorteile der beanspruchten Legierungen und des neuen Verfahrens liegen in der durch die Erweiterung des Tempera­turbereichs der sekundären Rekristallisation geschaffenen grösseren Freiheit des Glühprozesses, insbesondere des Zonen­glühprozesses. Dadurch wird die vollständige, einwandfreie Rekristallisation zu groben, längsgerichteten Stengelkri­stallen bei grossen, zu behandelnden Werkstückquerschnitten überhaupt erst ermöglicht. Dies gilt noch mehr für das Glühen eines Werkstücks zur Herstellung eines Einkristalls grosser Abmessungen. Mit dem neuen Verfahren wurde die Möglichkeit geschaffen, aus einem Einkristall bestehende Turbinenschaufeln grossen Querschnitts herzustellen, wie sie für neuzeitliche industrielle Gasturbinen hoher Leistung gefordert werden.

Claims (19)

1. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, welche aus folgenden Hauptbestandteilen zusammen­gesetzt ist: Cr = 5 - 13,95 Gew.-% Al = 2,5 - 7 Gew.-% Mo = 0 - 2 Gew.-% W = 0 - 15 Gew.-% Ta = 0 - 7 Gew.-% Hf = 0 - 1 Gew.-% Ti = 0 - 3 Gew.-% Zr = 0,02 - 0,2 Gew.-% Co = 0 - 10 Gew.-% C = 0 - 0,2 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-% Ni = Rest,
dadurch gekennzeichnet, dass sie zusätzlich Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,3 Gew.-% enthält.
2. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,1 Gew.-% enthält.
3. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, welche aus folgenden Hauptbestandteilen zusammen­gesetzt ist: Cr = 14,05 - 22 Gew.-% Al = 2,5 - 7 Gew.-% Mo = 0 - 2 Gew.-% W = 0 - 15 Gew.-% Ta = 0 - 7 Gew.-% Hf = 0 - 1 Gew.-% Ti = 0 - 3 Gew.-% Zr = 0,02 - 0,2 Gew.-% Co = 0 - 10 Gew.-% C = 0 - 0,2 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-% Ni = Rest,
dadurch gekennzeichnet, dass sie zusätzlich Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,3 Gew.-% enthält.
4. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,026 bis 0,1 Gew.-% enthält.
5. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammensetzung aufweist: Cr = 18 - 22 Gew.-% Al = 5 - 7 Gew.-% Mo = 0 - 4 Gew.-% W = 2 - 5 Gew.-% Zr = 0,1 - 0,2 Gew.-% B = 0,011 - 0,3 Gew.-% C = 0 - 0,2 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-% Ni = Rest.
6. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,011 bis 0,1 Gew.-% enthält.
7. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammensetzung aufweist: Cr = 16 - 18 Gew.-% Al = 6 - 7 Gew.-% Mo = 2 - 2,5 Gew.-% W = 3 - 3,5 Gew.-% Ta = 2 - 2,5 Gew.-% Hf = 0 - 1,5 Gew.-% Zr < 0,2 Gew.-% B = 0,02 - 0,3 Gew.-% C < 0,1 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 1,5 Gew.-% Ni = Rest.
8. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,02 bis 0,1 Gew.-% enthält.
9. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammensetzung aufweist: Cr = 16 - 18 Gew.-% Al = 6 - 7 Gew.-% Co = 8 - 10 Gew.-% Ta = 5 - 7 Gew.-% Zr < 0,2 Gew.-% B = 0,02 - 0,3 Gew.-% C < 0,1 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 1,5 Gew.-% Ni = Rest.
10. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,02 bis 0,1 Gew.-% enthält.
11. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung auf der Basis von Nickel, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammensetzung aufweist: Co = 0 - 10 Gew.-% Cr = 5 - 17 Gew.-% Al = 2,5 - 7 Gew.-% Mo = 0 - 2 Gew.-% W = 2,5 - 13 Gew.-% Ta = 0 - 7 Gew.-% Ti = 0,5 - 1,9 Gew.-% Zr = 0,02 - 0,1 Gew.-% C = 0 - 0,2 Gew.-% B = 0,011- 0,3 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-% Ni = Rest.
12. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,011 bis 0,1 Gew.-% enthält.
13. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammen­setzung aufweist: Cr = 13 - 17 Gew.-% Al = 2,5 - 7 Gew.-% Mo = 1 - 1,7 Gew.-% W = 2,5 - 3,4 Gew.-% Ta = 0 - 5 Gew.-% Ti = 1 - 1,9 Gew.-% Zr = 0,02 - 0,1 Gew.-% C = 0 - 0,2 Gew.-% B = 0,011- 0,3 Gew.-% Y₂O₃ = 1 - 2 Gew.-% Ni = Rest.
14. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,011 bis 0,1 Gew.-% enthält.
15. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass sie die nachfolgende Zusammen­setzung aufweist: Cr = 15 Gew.-% Al = 5 Gew.-% Mo = 1,7 Gew.-% W = 3,4 Gew.-% Ta = 4,5 Gew.-% Ti = 1,9 Gew.-% Zr = 0,1 Gew.-% C = 0,05 Gew.-% B = 0,011 - 0,3 Gew.-% Y₂O₃ = 1,1 Gew.-% Ni = Rest.
16. Oxyddispersionsgehärtete Superlegierung nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass sie Bor in einem Gehalt von 0,011 bis 0,1 Gew.-% enthält.
17. Verfahren zur Erweiterung des Temperaturbereiches der sekun­dären Rekristallisation einer oxyddispersionsgehärteten Nickelbasis-Superlegierung beim Grobkornglühen eines Werk­stücks und beim Glühen zur Herstellung eines Einkristalls grosser Abmessungen mit einem Querschnitt von mindestens 5 cm², dadurch gekennzeichnet, dass die oxyddisperionsge­härtete Nickelbasis Superlegierung mit einem Borgehalt von mehr als 0,011 Gew.-% dotiert wird.
18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass die oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung mit einem Borgehalt von 0,026 bis 0,3 Gew.-% dotiert wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass die oxyddispersionsgehärtete Nickelbasis-Superlegierung mit einem Borgehalt von 0,026 bis 0,1 Gew.-% dotiert wird.
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