EP0774526B1 - Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706 - Google Patents

Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706 Download PDF

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EP0774526B1 EP96810754A EP96810754A EP0774526B1 EP 0774526 B1 EP0774526 B1 EP 0774526B1 EP 96810754 A EP96810754 A EP 96810754A EP 96810754 A EP96810754 A EP 96810754A EP 0774526 B1 EP0774526 B1 EP 0774526B1
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    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
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    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W

Definitions

  • the invention relates to a prior art of Iron-nickel superalloys of type IN 706 such as that from J.H. Moll et al. "The Microstructure of 706, a New Fe-Ni Base Superalloy "Met. Trans. 1971, vol.2, pp.2143-2151, and” Heat Treatment of 706 Alloy for Optimum 1200 ° F stress rupture Properties "Met. Trans. 1971, vol. 2, pp.2153-2160, is described.
  • the task is an iron-nickel superalloy of type IN 706, which can be found in high heat resistance characterized by great ductility, and at the same time specify a method by which ductility a material body formed from this alloy can also be improved.
  • the alloy according to the invention stands out above all in that they are compared to an additive-free iron-nickel superalloy of type IN 706 at only marginally reduced heat resistance practically a double has great long-term ductility.
  • Additions to boron and / or hafnium are caused by tension forces supported oxidation of the grain boundaries of the alloy structure reduced. Undesirable material fatigue phenomena, like notch embrittlement and stress crack growth, become so whole significantly reduced.
  • This alloy is therefore suitable especially as a material for rotors of large gas turbines.
  • the Alloy has a sufficiently high heat resistance. When local temperature gradients occur work because of the high ductility of the alloy undesirable tensile forces only very low in the structure out.
  • suitable heat treatment steps that Solution annealing, cooling and precipitation hardening, can additionally the ductility of the alloy according to the invention be further improved.
  • alloy A B C carbon 0.01 0.01 0.01 silicon 0.04 0.04 0.04 manganese 0.12 0.12 0.12 sulfur ⁇ 0.001 ⁇ 0.001 ⁇ 0.001 phosphorus 0.005 0.005 0.005 chrome 16.03 16.03 16.03 nickel 41.9 41.9 41.9 aluminum 0.19 0.19 0.19 cobalt 0.01 0.01 0.01 titanium 1.67 1.67 1.67 copper ⁇ 0.01 ⁇ 0.01 ⁇ 0.01 niobium 2.95 2.95 2.95 boron - 0.2 - hafnium - - 1.0 iron rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest rest
  • the material With the slow expansion rate, the material has sufficient Time to relax. Therefore these are determined Strength values not as significant as that of the faster strain rate.
  • the slow Expansion rate has the oxygen contained in the environment on the other hand, sufficient time to make grain boundary effects appear brittle to cause. Therefore, they are slow Elongation rate determined more meaningful elongation at break than that determined at the fast strain rate.
  • the of the alloy body formed according to the invention B 'and C' therefore outperform at 705 ° C Ductility of the alloy according to the prior art manufactured material body A 'by far and are him at least equal to its heat resistance.
  • the alloys according to the invention can with great advantage as rotors of large gas turbines be used because they have a sufficiently high Heat resistance and because of the high ductility local temperature gradients that cannot be avoided can only build up low local voltages.
  • the ductility of the Alloy improved according to the invention become. Between 0.5 and 20 is preferred [° C / min] lying cooling rate with which the material of the in the solution annealing provided annealing temperature to the the precipitation hardening provided temperature is performed.

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Description

TECHNISCHES GEBIET
Bei der Erfindung wird ausgegangen von einer Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines hochtemperaturbeständigen Werkstoffkörpers aus einem von dieser Legierung gebildeten Ausgangskörpers. Eisen-Nickel-Superlegierungen von Typ IN 706 zeichnen sich bei Temperaturen um 700°C durch hohe Festigkeit aus und werden daher in thermischen Maschinen, wie insbesondere Gasturbinen, mit Vorteil eingesetzt. Die Zusammensetzung der Legierung IN 706 kann innerhalb der nachfolgend angegebenen Grenzbereiche schwanken:
  • max. 0,02 Kohlenstoff
  • max. 0,10 Silicium
  • max. 0,20 Mangan
  • max. 0,002 Schwefel
  • max. 0,015 Phosphor
  • 15 bis 18 Chrom
  • 40 bis 43 Nickel
  • 0,1 bis 0,3 Aluminium
  • max. 0,30 Kobalt
  • 1,5 bis 1,8 Titan
  • max. 0,30 Kupfer
  • 2,8 bis 3,2 Niob
  • Rest Eisen.
    • STAND DER TECHNIK
    Die Erfindung nimmt Bezug auf einen Stand der Technik von Eisen-Nickel-Superlegierungen von Typ IN 706 wie er etwa von J.H.Moll et al. "The Microstructure of 706, a New Fe-Ni-Base Superalloy" Met. Trans. 1971, vol.2, pp.2143-2151, und "Heat Treatment of 706 Alloy for Optimum 1200°F Stress-Rupture Properties" Met. Trans. 1971, vol.2, pp.2153-2160, beschrieben ist.
    In diesem Stand der Technik wird darauf hingewiesen, dass die Duktilität der Legierung IN 706 bei Temperaturen um 650°C relativ gering ist, und dass es durch bestimmte Wärmebehandlungsverfahren möglich ist, die Duktilität von Schmiedeteilen aus der Legierung IN 706 zu erhöhen. Typische Wärmebehandlungsverfahren umfassen je nach Gefügestruktur eines aus der Legierung IN 706 geschmiedeten Ausgangskörpers folgende Verfahrensschritte:
  • Lösungsglühen des Ausgangskörpers bei einer Temperatur von 980°C über einen Zeitraum von 1h,
  • Abkühlen des lösungsgeglühten Ausgangskörpers mit Luft, Ausscheidungshärten bei einer Temperatur von 840°C über einen Zeitraum von 3h,
  • Abkühlen mit Luft,
  • Ausscheidungshärten bei einer Temperatur von 720°C über einen Zeitraum von 8h,
  • Abkühlen mit einer Abkühlrate von ca. 55°C/h auf 620°C, Ausscheidungshärten bei einer Temperatur von 620°C über einen Zeitraum von 8h, und
  • Abkühlen mit Luft, bzw.
  • Lösungsglühen des Ausgangskörpers bei Temperaturen um 900°C über 1h,
  • Abkühlen mit Luft,
  • Ausscheidungshärten bei 720°C über einen Zeitraum von 8h, Abkühlen mit einer Abkühlrate von ca. 55°C/h auf 620°C, Ausscheidungshärten bei 620°C über 8h, und
  • Abkühlen mit Luft.
    • Aus dem Aufsatz von D.A. Woodford "Environmental Damage of a Cast Nickel Base Superalloy" Met.Trans.A, Feb. 1981, vol. 12A, pp.299-307, ist es ferner bekannt, dass durch Zusätze von Bor und Hafnium zur Nickelbasis-Superlegierung vom Typ IN 738 die Anfälligkeit gegenüber Schäden vermindert wird, die durch Sauerstoffzutritt bedingt sind. Durch diese Zusätze wird eine unerwünschte Materialversprödung vermindert.
    KURZE DARSTELLUNG DER ERFINDUNG
    Der Erfindung, wie sie in den Patentansprüchen 1 und 4 definiert ist, liegt die Aufgabe zugrunde, eine Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706 zu schaffen, welche sich bei hoher Warmfestigkeit durch grosse Duktilität auszeichnet, und zugleich ein Verfahren anzugeben, mit dem die Duktilität eines aus dieser Legierung gebildeten Werkstoffkörpers zusätzlich verbessert werden kann.
    Die erfindungsgemässe Legierung zeichnet sich vor allem dadurch aus, dass sie gegenüber einer zusatzfreien Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706 bei nur geringfügig herabgesetzter Warmfestigkeit praktisch eine doppelt so grosse Langzeitduktilität aufweist. Durch geeignet bemessene Zusätze an Bor und/oder Hafnium wird die durch Spannungskräfte unterstützte Oxidation der Korngrenzen des Legierungsgefüges vermindert. Unerwünschte Materialermüdungsphänomene, wie Kerbversprödung und Spannungsrisswachstum, werden so ganz wesentlich reduziert. Daher eignet sich diese Legierung besonders als Werkstoff für Rotoren grosser Gasturbinen. Die Legierung verfügt über eine ausreichend hohe Warmfestigkeit. Beim Auftreten von lokal wirkenden Temperaturgradienten wirken sich wegen der hohen Duktilität der Legierung unerwünschte Spannungskräfte nur sehr gering in der Gefügestruktur aus. Durch geignete Wärmebehandlungsschritte, die Lösungsglühen, Abkühlen und Ausscheidungshärten umfassen, kann die Duktilität der erfindungsgemässen Legierung zusätzlich noch weiter verbessert werden.
    Bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung und die damit erzielbaren weiteren Vorteile werden nachfolgend näher erläutert.
    WEGE ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
    In einem Vakuumofen wurden drei Eisen-Nickel-Superlegierungen A, B und C vom Typ IN 706 erschmolzen. Die Zusammensetzungen dieser Legierungen sind nachfolgend tabellarisch zusammengestellt:
    Legierung A B C
    Kohlenstoff 0,01 0,01 0,01
    Silicium 0,04 0,04 0,04
    Mangan 0,12 0,12 0,12
    Schwefel <0,001 <0,001 <0,001
    Phosphor 0,005 0,005 0,005
    Chrom 16,03 16,03 16,03
    Nickel 41,9 41,9 41,9
    Aluminium 0,19 0,19 0,19
    Kobalt 0,01 0,01 0,01
    Titan 1,67 1,67 1,67
    Kupfer <0,01 <0,01 <0,01
    Niob 2,95 2,95 2,95
    Bor - 0,2 -
    Hafnium - - 1,0
    Eisen Rest Rest Rest
    Diese Legierungen wurden bei einer Temperatur von 980°C während 1h lösungsgeglüht, anschliessend mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt und sodann einer Ausscheidungshärtung unterzogen, welche in einer 10-stündigen Wärmebehandlung bei 730°C, einer nachfolgenden Abkühlung im Ofen auf 620°C und einer sich anschliessenden 16-stündigen Wärmebehandlung bei 620°C bestand. Die hierbei gebildeten Werkstoffkörper A', B', C' wurden mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Aus dem Werkstoffkörpern wurden rotationssymmetrische Probekörper für Zugversuche gedreht. Diese Versuchskörper waren an ihren beiden Enden jeweils mit einem in eine Prüfmaschine einsetzbaren Gewinde versehen und wiesen jeweils einen zwischen zwei Messmarken verlaufenden rundstabförmigen Abschnitt von 5 mm Durchmesser und ca. 24,48 mm Länge auf. Bei einer Temperatur von 705°C wurden die Probekörper mit Dehnungsraten von 7,09.10-5 [s-1] und 7,09.10-7 [s-1] bis zum Bruch gedehnt. Die hierbei ermittelten Werte von Zugfestigkeit und Bruchdehnung sind nachfolgend tabellarisch zusammengestellt.
    Werkstoffkörper Dehnungsrate [s-1] Zugfestigkeit [MPa] bei 705°C Bruchdehnung [%] bei 705°C
    7,09·10-5 7,09·10-7
    A' x 705 16,4
    A' x 597 6,7
    B' x 765 13,6
    B' x 752 11,1
    B' x 541 12,0
    C' x 708 14,4
    C' x 570 10,6
    Aus den ermittelten Werten ist ersichtlich, dass bei einer Temperatur von 705°C und bei langsamer Dehnung die Bruchdehnungen bei den von den erfindungsgemässen Legierungen gebildeten Werkstoffkörpern B' und C' ca. 50 bis 80% höher sind als die Bruchdehnung bei dem von der Legierung nach dem Stand der Technik gebildeten Werkstoffkörper A'. Entsprechend sind bei einer Temperatur von 705°C und bei schneller Dehnung die Zugfestigkeiten bei den von den erfindungsgemässen Legierungen gebildeten Werkstoffkörpern B' und C' mindestens ebenso gut wie die Zugfestigkeit bei dem von der Legierung nach dem Stand der Technik gebildeten Werkstoffkörper A'.
    Bei der langsamen Dehnungsrate hat der Werkstoff ausreichend Zeit zu relaxieren. Daher sind die hierbei ermittelten Festigkeitswerte nicht so aussgekräftig wie die bei der schnelleren Dehnungsrate ermittelten. Bei der langsamen Dehnungsrate hat der in der Umgebung enthaltene Sauerstoff hingegen ausreichend Zeit, um versprödend wirkende Korngrenzeneffekte zu verursachen. Daher sind die bei der langsamen Dehnungsrate ermittelten Bruchdehnungswerte aussagekräftiger als die bei der schnellen Dehnungsrate ermittelten. Die von den erfindungsgemässen Legierungen gebildeten Werkstoffkörper B' und C' übertreffen daher bei 705°C hinsichtlich ihrer Duktilität den von der Legierung nach dem Stand der Technik hergestellten Werkstoffkörper A' bei weitem und sind ihm hinsichtlich seiner Warmfestigkeit mindestens ebenbürtig. Von den erfindungsgemässen Legierungen gebildete Werkstoffkörper können mit grossem Vorteil als Rotoren grosser Gasturbinen verwendet werden, da sie über eine ausreichend hohe Warmfestigkeit verfügen, und da wegen der hohen Duktilität des Materials nicht zu vermeidende lokale Temperaturgradienten lokal nur geringe Spannnungen aufbauen können.
    Die vorgenannten Eigenschaften werden mit den erfindungsgemässen Legierungen erreicht, wenn der Anteil an Bor 0,02 bis 0,3 Gewichtsprozent und derjenige an Hafnium 0,05 bis 1,5 Gewichtsprozent beträgt. Bei einem geringeren Anteil an Bor bzw. Hafnium werden die Korngrenzen der Legierungen nicht mehr beeinflusst und tritt Versprödung ein. Bei einem zu grossen Anteil an Bor bzw. Hafnium wird die Warmverformbarkeit der Legierungen verschlechtert.
    Für viele Anwendungen ausreichend gute Werkstoffkörper lassen sich erreichen, wenn bei Temperaturen zwischen 900°C und 1000°C lösungsgeglüht und anschliessend in einer ersten Stufe bei Temperaturen zwischen 700°C und 760°C und in einer zweiten Stufe bei Temperaturen zwischen 600°C und 650°C ausscheidungsgehärtet wird.
    Durch geeignetes Abkühlen kann die Duktilität der erfindungsgemässen Legierung noch erheblich verbessert werden. Zu bevorzugen ist hierbei eine zwischen 0,5 und 20 [°C/min] liegenden Abkühlrate, mit der das Material von der beim Lösungsglühen vorgesehenen Glühtemperatur auf die bei der Ausscheidungshärtung vorgesehene Temperatur geführt wird.
    Zu empfehlen ist es, dass auch der Übergang von der ersten auf die zweiten Stufe beim Ausscheidungshärten durch Abkühlen im Ofen ausgeführt wird.
    Das Lösungsglühen sollte je nach Grösse des Ausgangskörpers über einen Zeitraum von höchstens 15h bei Temperaturen zwischen 900 und 1000°C ausgeführt werden.
    Das durch Halten bei bestimmten Temperaturen bewirkte Ausscheidungshärten sollte bevorzugt über einen Zeitraum von mindestens 10h und höchstens 70h ausgeführt werden. Beim Ausscheidungshärten sollte der lösungsgeglühte Ausgangskörper in der ersten Stufe über einen Zeitraum von mindestens 10h und höchstens 50h und in der zweiten Stufe über einen Zeitraum von mindestens 5h und höchstens 20h auf Temperatur gehalten werden.

    Claims (7)

    1. Eisen-Nickel-Superlegierung mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-% :
      max. 0,02 Kohlenstoff
      max. 0,10 Silicium
      max. 0,20 Mangan
      max. 0,002 Schwefel
      max. 0,015 Phosphor
      15 bis 18 Chrom
      40 bis 43 Nickel
      0,1 bis 0,3 Aluminium
      max. 0,30 Kobalt
      1,5 bis 1,8 Titan
      max. 0,30 Kupfer
      2,8 bis 3,2 Niob
      0,02 bis 0,3 Bor und/oder 0,05 bis 1,5 Hafnium
      Rest Eisen.
    2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Borgehalt ca. 0,2 Gewichtsprozent beträgt.
    3. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Hafniumgehalt ca. 1 Gewichtsprozent beträgt.
    4. Verfahren zur Herstellung eines hochtemperaturbeständigen Werkstoffkörpers aus einem von der Legierung gemäss Patentanspruch 1 gebildeten Ausgangskörper, dadurch gekennzeichnet, dass der Ausgangskörper in einem Ofen bei Temperaturen zwischen 900°C und 1000°C lösungsgeglüht und anschliessend in einer ersten Stufe bei Temperaturen zwischen 700°C und 760°C und in einer zweiten Stufe bei Temperaturen zwischen 600°C und 650°C ausscheidungsgehärtet wird.
    5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der lösungsgeglühte Ausgangskörper vor dem Ausscheidungshärten mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
    6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der lösungsgeglühte Ausgangskörper mit einer zwischen 0,5 und 20 [°C/min] liegenden Abkühlrate von der beim Lösungsglühen vorgesehenen Glühtemperatur auf die bei der Ausscheidungshärtung vorgesehene Temperatur geführt wird.
    7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Übergang von der ersten auf die zweiten Stufe durch Abkühlen im Ofen ausgeführt wird.
    EP96810754A 1995-11-17 1996-11-07 Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706 Expired - Lifetime EP0774526B1 (de)

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    EP0774526A1 EP0774526A1 (de) 1997-05-21
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